JP4589737B2 - Semi-process electrical steel sheet with excellent magnetic properties after grain growth and method for producing the same - Google Patents

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Description

本発明は、モーターやトランス用の鉄芯材料として用いられる、鉄損および磁束密度ともに優れた電磁鋼板およびその製造方法に関するものである。   The present invention relates to an electrical steel sheet that is used as an iron core material for motors and transformers and has excellent iron loss and magnetic flux density, and a method for manufacturing the same.

電磁鋼板の磁気特性、特に鉄損は鋼板の結晶粒径が適度に粗大である方が良好であることが知られている。このため、高級材は一般の薄鋼板としては非常に高い温度で焼鈍し、結晶粒径を十分に大きくしたものが用いられている。一方、鉄心への打抜き加工性等の観点からは、結晶粒が粗大な材料は問題が多く、鋼材メーカーで比較的低温で焼鈍し出荷され、鉄心への加工が行われるまでは結晶粒が微細で、鉄心への加工が完了した後に、熱処理により結晶粒径を増大させる工法がある。   It is known that the magnetic properties of the electrical steel sheet, particularly the iron loss, are better when the crystal grain size of the steel sheet is moderately coarse. For this reason, high-grade materials are used that are annealed at a very high temperature as a general thin steel plate and have a sufficiently large crystal grain size. On the other hand, from the viewpoint of punching workability into the iron core, materials with coarse crystal grains are problematic, and they are annealed and shipped at a relatively low temperature by a steel manufacturer, and the crystal grains are fine until they are processed into the iron core. There is a method of increasing the crystal grain size by heat treatment after the processing to the iron core is completed.

この用途で用いられる材料は、セミプロセス電磁鋼板と呼ばれ、結晶粒の成長を促進し、かつ粒成長時に好ましい集合組織が形成されるよう制御するため、鋼材メーカーでの最終焼鈍の後、圧延により鋼板に歪を付与した材料が、多く使用されている。このセミプロセス電磁鋼板で、特性を向上させるため、様々な検討がなされている。例えば、特許文献１は圧延ロール径を規定し、最終焼鈍板の集合組織を好ましく制御しようとするものである。しかし、圧延ロール径の制御程度では、効果は小さく、逆に、十分な効果を得ようとすると圧延ロール径が実用的でないほどに極端に小径になるなどがあり、実用化は進んでいない。   The material used in this application is called a semi-processed electrical steel sheet, which promotes the growth of crystal grains and controls so that a favorable texture is formed during grain growth. Thus, many materials are used which have strain applied to the steel sheet. In this semi-processed electrical steel sheet, various studies have been made to improve the characteristics. For example, Patent Document 1 specifies the rolling roll diameter, and preferably controls the texture of the final annealed plate. However, the effect is small at the degree of control of the rolling roll diameter, and conversely, when trying to obtain a sufficient effect, the rolling roll diameter becomes extremely small so that it is not practical, and the practical application has not progressed.

特許文献２は最終焼鈍時点で未再結晶組織を残存させ、その方位からの再結晶を付与した歪を利用して制御しようとするものである。しかし、残存させた未再結晶組織は、組織自体が未再結晶状態としての歪を元々有しており、最終焼鈍後に付与した歪の影響があるとは言え、本来、最終焼鈍で再結晶する状況との大きな差は期待できず、特異な特性は発現しない。さらに、特許文献３は鋼中の介在物の組成・形態を制御することで特性向上を図ったものだが、現在のように非常に高純度化されている鋼においては、効果は小さく、また集合組織への影響は小さく、磁束密度の面からの魅力はない。   In Patent Document 2, an unrecrystallized structure remains at the time of final annealing, and control is performed using strain imparted with recrystallization from the orientation. However, the remaining non-recrystallized structure originally has a strain as an unrecrystallized state, and although it is influenced by the strain applied after the final annealing, it recrystallizes by the final annealing. A big difference with the situation cannot be expected, and the peculiar characteristic does not appear. Furthermore, Patent Document 3 is intended to improve the characteristics by controlling the composition and form of inclusions in the steel, but the effect is small in the highly purified steel as in the present, The effect on the tissue is small, and there is no appeal from the aspect of magnetic flux density.

特開平８−１７６６６３号公報JP-A-8-176663 特開平１０−８１９４２号公報Japanese Patent Laid-Open No. 10-81942 特開平１１−５０２０８号公報Japanese Patent Laid-Open No. 11-50208

本発明はこのような状況に鑑みなされたもので、特に最終的な粒成長時の結晶方位を特異なものとするため、再結晶集合組織を好ましく制御することで、粒成長後に従来の電磁鋼板ではなし得なかった良好な特性を付与するものである。   The present invention has been made in view of such a situation, and in particular, in order to make the crystal orientation unique at the time of final grain growth, by controlling preferably the recrystallized texture, the conventional electrical steel sheet after grain growth Thus, good characteristics that could not be achieved are given.

本発明者は、磁気特性の板面内異方性が小さい無方向性電磁鋼板の製造方法を見出すべく最適製造条件（特に熱延条件）について検討を行い、低温大圧下熱延技術を適用することにより、｛４１１｝＜１４８＞近傍の、従来の電磁鋼板ではそれほど強い集積が見られなかった方位に、非常に強い集積が起きることを見出した。この集合組織の形成には熱延時の剪断変形が重要な役割を有しており、特に熱延板表層での剪断変形が原因となり、冷延再結晶後に磁気特性の板面内平均特性が大幅に向上するだけでなく、特に圧延方向から４５°方向の磁気特性が顕著に改善されることを知見し、特願２００４−８１７３、２２７６９８９、２３０６９３号の出願を行っている。   The present inventor examines optimum production conditions (especially hot-rolling conditions) in order to find a method for producing a non-oriented electrical steel sheet having small in-plane anisotropy of magnetic properties, and applies a low-temperature, high-pressure hot-rolling technique. As a result, it was found that very strong accumulation occurs in an orientation in the vicinity of {411} <148>, in which the conventional electromagnetic steel sheet did not exhibit such strong accumulation. Shear deformation during hot rolling plays an important role in the formation of this texture, especially due to shear deformation on the surface of the hot-rolled sheet, and the in-plane average characteristics of the magnetic properties are greatly increased after cold-rolling recrystallization. In addition, it has been found that the magnetic properties in the direction of 45 ° from the rolling direction are remarkably improved, and Japanese Patent Application Nos. 2004-8173, 2276989, and 230693 have been filed.

この再結晶板表層で見られる特異な集合組織を有する材料を、さらに粒成長させた際の磁気特性の変化を検討するうち、この方位は、特に、再結晶後に歪を付与して歪誘起粒成長を起こさせた場合に、良好な粒成長性および好ましい集合組織形成により、従来の鋼板では見られない顕著に良好な磁気特性が得られることを明確にして本発明を完成したものである。   While examining the change in magnetic properties of the material having the unique texture found on the surface layer of this recrystallized plate and further studying the grain growth, this orientation is particularly applied to the strain-induced grains by applying strain after recrystallization. The present invention has been completed by clarifying that, when the growth is caused, remarkably good magnetic properties that are not found in conventional steel sheets can be obtained by good grain growth and favorable texture formation.

従来の技術開発では、粒成長前の集合組織として単に、一般的に磁気特性にとって好ましいとされている｛１００｝方位や｛１１０｝方位への集積のみを課題にしているため向上効果が不十分であった。具体的には従来技術のように｛１００｝＜０１１＞や｛１００｝＜００１＞方位への集積を目的としたのではより好ましい特性を得ることは困難で、｛４１１｝＜１４８＞、技術的には、圧延方向が＜０１１＞方向となっている、いわゆるα−ｆｉｂｅｒ方位をさらに板面内で２０°程度回転させた方位（α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位）への集積を利用することが良好な特性を従来より簡易に得ることができ工業的な効果が大きいことを知見して本発明がなされた。   In the conventional technology development, the improvement effect is insufficient because only the integration in the {100} orientation or {110} orientation, which is generally considered preferable for the magnetic properties, is simply the texture before grain growth. Met. Specifically, it is difficult to obtain more preferable characteristics if the purpose is integration in {100} <011> or {100} <001> orientation as in the prior art, and {411} <148>, technology Specifically, use of the accumulation in the direction (α-fiber ± 20 ° azimuth) in which the rolling direction is the <011> direction and the so-called α-fiber orientation is further rotated by about 20 ° within the plate surface. However, the present invention has been made in the light of the fact that good characteristics can be easily obtained compared to the prior art and that the industrial effect is great.

本発明は、熱延温度を単に低くして低温で大圧下を付与するだけでなく、各パスで付与される歪量、圧延温度および圧延後の再結晶が起こりうる高温域での保持時間を考慮して最適化し、特性に十分な効果が得られるような熱延組織を形成させることに特徴がある。本発明の特徴を集約すると次のとおりとなる。   The present invention not only provides a high rolling reduction at a low temperature by simply lowering the hot rolling temperature, but also provides the amount of strain applied in each pass, the rolling temperature, and the holding time in a high temperature range where recrystallization after rolling can occur. It is characterized by forming a hot-rolled structure that can be optimized by taking into account optimization and sufficient effects on the properties. The characteristics of the present invention are summarized as follows.

（１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％を含有した鋼板で、特に鋼板表層部での｛４１１｝＜１４８＞、｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度を特定範囲に限定する。 (1) In mass%, C: 0.040% or less, Si: 0.05 to 3.5%, Mn: 3.0% or less, Al: 3.5% or less, S: 0.015% or less, The steel sheet containing P: 0.25% or less and N: 0.040%, in particular, the accumulation strength of {411} <148> and {111} <211> orientations in the steel sheet surface layer portion is limited to a specific range.

（２）スラブ加熱中の結晶粒成長を抑制し、かつ熱間圧延における比較的高い温度域での圧延において表層部で大きな剪断歪が付与されても再結晶が起きないよう、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｃｒ、Ｎｉ等の元素を適量含有させる。 (2) Cu, Nb, Cu, Nb, so as to suppress crystal grain growth during slab heating and prevent recrystallization from occurring even when a large shear strain is applied to the surface layer in rolling in a relatively high temperature range in hot rolling. An appropriate amount of elements such as Cr and Ni is contained.

（３）熱延板時点で表層部に未再結晶組織を残存させ、この未再結晶組織が残存したまま冷間圧延を行う。 (3) An unrecrystallized structure is left in the surface layer portion at the time of hot rolling, and cold rolling is performed while the unrecrystallized structure remains.

（４）熱間圧延における特定温度以下の温度域での圧延において圧下パススケジュールさらに圧延後の高温保持時間、冷却条件等の関係を制御する。 (4) Controls the rolling pass schedule, the high temperature holding time after rolling, the cooling conditions and the like in rolling in a temperature range below a specific temperature in hot rolling.

（５）特定温度以下の低温域での圧延おける剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）を特に板厚方向への歪分布を考慮し制御する。 (5) The shear strain or shear strain / ((thickness direction compressive strain) in rolling in a low temperature range below a specific temperature is controlled, particularly considering the strain distribution in the thickness direction.

そして、本発明の具体的要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるセミプロセス電磁鋼板のうち、製品板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０かつ｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 The specific gist of the present invention is as follows.
(1) In mass%, C: 0.040% or less, Si: 0.05 to 6.5%, Mn: 3.0% or less, Al: 3.5% or less, S: 0.055% or less, P: 0.25% or less, N: see contains 0.040% or less, of the semi-process electrical steel sheet and the balance Fe and unavoidable impurities, at the site of the surface layer 1/4 or above the surface layer side of the sheet product { 411} <148> orientation of the integrated intensity / {411} <011> integration strength ≧ 4.0 and {411 orientation} <148> orientation of the integrated intensity ≧ 4.0 is satisfied and to ruse Mi process Electrical steel sheet.

（２）質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるセミプロセス電磁鋼板のうち、鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位において＜４１１＞／／ＮＤ方位の集積強度の板面内の方位分布について極大値が４個以上存在することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (2) In mass%, C: 0.040% or less, Si: 0.05 to 6.5%, Mn: 3.0% or less, Al: 3.5% or less, S: 0.055% or less, P: 0.25% or less, N: 0.040% or less only contains, among semi-process electrical steel sheet and the balance Fe and unavoidable impurities, at the site of the steel sheet surface layer 1/4 or more surface side <411> // features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that maximum values for the orientation distribution in the plate surface of the integrated intensity of the ND orientation are present four or more.

（３）請求項１または２記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度≦２．０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (3) The steel sheet according to claim 1 or 2, characterized in that {111} <211> orientation accumulation strength ≦ 2.0 is satisfied at the surface layer 1/4 of the product plate or at the surface layer side portion thereof. Ruse actual process electromagnetic steel sheet.

（４）（１）〜（３）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が鋼板板厚中心での集積強度の２倍以上となっていることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (4) Among the steel plates according to any one of the items (1) to (3), the integrated strength of {411} <148> orientation at the surface layer 1/4 position of the product plate or at the position on the surface layer side thereof. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is twice or more integrated strength steel plate thickness center.

（５）（１）〜（４）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45≦０．０４０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをＢ0、Ｂ45、Ｂ90とする。 (5) (1) to (4) of the steel sheet according to any one of the paragraphs, (B 0 + B 90) / 2-B 45 , wherein the to Rousset Mi process electrical steel sheet that satisfies the ≦ 0.040 .
Here, for each variable, B 0 , B 45 , and B 90 are the magnetic flux densities / T in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction when the induced current density is 5000 A / m.

（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｂ＋Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ＋Ｔｉ：０．２〜８．０％であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (6) (1) to (5) of any of the steel sheet according to claim, in mass%, Cu + Nb + Cr + B + Ni + Co + Mo + Ti: characteristics and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is 0.2 to 8.0%.

（７）（１）〜（６）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｃｕ：０．２〜８．０％、Ｎｂ：０．１〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％のいずれか一種以上を含有することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (7) In the steel sheet according to any one of the items (1) to (6), in mass%, Cu: 0.2 to 8.0%, Nb: 0.1 to 4.0%, Cr: 1.0-15.0%, B: 0.0020-0.0150%, Ni: 0.2-8.0%, Co: 0.2-8.0%, Mo: 0.2-8. 0%, Ti: 0.2~2.0% of features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that contains any one or more.

（８）（１）〜（７）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (8) Of the steel sheets described in any one of the items (1) to (7), one or more of W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, and REM in mass% is 0 in total. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that contains .5% or less.

（９）（１）〜（８）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。ここでＦは、
Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ）、である。 (9) Among the steel plates according to any one of (1) to (8), in comparison with a steel plate having the same steel components and a hot rolling all rolling pass performed at F ° C or higher, a product plate surface 1/4 position or from the feature and be Rousset Mi process electrical steel sheet that {411} <148> orientation of the integrated intensity at the position of the surface layer is equal to or greater than 2 times the. Where F is
F = 820 + (10 × Si + 50 × Cu + 50 × Nb + 10 × Cr + 5000 × B + 10 × Ni + 20 × Co + 40 × Mo + 20 × Ti).

（１０）（１）〜（９）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ45−Ｂ’45≧０．０３０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ45とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。 (10) Among the steel sheets according to any one of (1) to (9), in comparison with a steel sheet in which the steel components are the same and all rolling passes of hot rolling are performed at F ° C or higher, B45- features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that satisfies the B'45 ≧ 0.030.
Here, for each variable, the magnetic flux density / T in the 45 ° direction from the rolling direction when the induced current density is 5000 A / m is B45. B shows the characteristics of the invention steel and B ′ shows the characteristics of the comparative steel.

（１１）（１）〜（１０）のいずれかの項に記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ45が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 (11) Of the steel sheets according to any one of (1) to (10), when the surface layer 1/4 of the product plate is removed and the thickness is measured by the thickness center layer 1/2 thickness, the B45 decreases by 0.02 T or more. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet to be.

（１２）（１）〜（１１）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、冷延直前の熱延板時点で表層１／４領域の再結晶率が９０％以下であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (12) Of the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (11), the recrystallization rate of the surface layer 1/4 region is 90% or less at the time of hot rolling immediately before cold rolling. method of manufacturing features and to Rousset Mi process electromagnetic steel sheet.

（１３）（１）〜（１２）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、熱間圧延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (13) Of the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (12), molten steel is solidified into a steel piece having a thickness of 50 mm or more by casting, and 500 ° C. or more and F ° C. in a hot rolling process. Rolling is performed in the following temperature range, and an unrecrystallized structure is left in the 1/4 region of the surface layer at the time of hot rolling. Further, after pickling, the unrecrystallized structure remains, and a cooling rate of 50% or more is reduced. features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to be carried out during rolling.

（１４）（１）〜（１３）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０
を満たして行われることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (14) Of the method for producing a steel sheet according to any one of items (1) to (13), cumulative strain (logarithmic strain) H due to reduction in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling and each of Pass exit temperature T (° C.) and time t (seconds) after rolling in the rolling pass excluding the final pass until the start of the next rolling pass after rolling, or time t (seconds) in the final pass until the start of water cooling after the final pass rolling ) Is T <F−H × 10−t × 10
Features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to be carried meet.

（１５）（１）〜（１４）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (15) In the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (14), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, rolling is performed for at least one rolling pass. method of manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that when shear strain or shear strain at the steel sheet surface layer / (plate thickness direction compressive strain) is 0.2 or more.

（１６）（１）〜（１５）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (16) Among the methods for producing a steel sheet according to any one of (1) to (15), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, shear strain or shear strain / For a rolling pass having a (sheet thickness direction compressive strain) of 0.2 or more, the region where the shear strain or shear strain / (plate thickness direction compressive strain) is 0.2 or more is the plate thickness at the time of rolling and is the total plate thickness. features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet that up to 10% or more.

（１７）（１）〜（１６）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (17) Among the methods for producing a steel sheet according to any one of (1) to (16), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, shear strain or shear strain / for rolling pass is (plate thickness direction compressive strain) of 0.2 or more, the production method of the characteristics and to Rousset Mi process electrical steel sheet that the diameter of the rolling work roll is less 700 mm.

（１８）（１）〜（１７）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（ 板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、摩擦係数が０．１０以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (18) Among the methods for producing a steel sheet according to any one of (1) to (17), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, shear strain or shear strain / for rolling pass is (plate thickness direction compressive strain) of 0.2 or more, the production method of the characteristics and to Rousset Mi process electrical steel sheet that the friction coefficient is 0.10 or more.

（１９）（１）〜（１８）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (19) In the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (18), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, shear strain or shear strain / For a rolling pass with a (sheet thickness direction compressive strain) of 0.2 or more, the shear strain rate at a portion where the shear strain or shear strain / (plate thickness direction compressive strain) is 0.2 or more is 10 / s or more. method of manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that.

（２０）（１）〜（１９）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 (20) Among the methods for producing a steel sheet according to any one of (1) to (19), in rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, shear strain or shear strain / upon (thickness direction compressive strain) performs rolling pass is 0.2 or more a plurality of times and continuously, features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that each rolling pass time is less than 4.0 seconds Manufacturing method of the manufacturing method.

（２１）（１）〜（２０）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回行い、これによる鋼板表層での剪断歪の累計を０．６以上とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 (21) In the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (20), in the rolling in a temperature range of F ° C. or lower in hot rolling, the shear strain or shear strain / performed (thickness direction compressive strain) is multiple times rolling passes is 0.2 or more, which by the features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that the total shear strain at the steel sheet surface layer is 0.6 or more Manufacturing method of manufacturing method.

（２２）（１）〜（２１）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃を超える温度域での圧延において、圧延歪が２．０以下、または１回の圧延パスあたりの圧延歪が０．６以下、または複数回かつ連続したパスを行うに際し各圧延パス間時間が４． ０秒以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 (22) In the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (21), in rolling in a temperature range exceeding F ° C. in hot rolling, the rolling strain is 2.0 or less, or 1 3. Rolling strain per rolling pass is 0.6 or less, or the time between each rolling pass when performing multiple passes continuously. Method of manufacturing a method of manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is 0 seconds.

（２３）（１）〜（２２）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後、水冷開始までの時間を２秒以下とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (23) (1) to (22) in the manufacturing method of the steel sheet according to any one of the paragraphs, after final pass of hot rolling, you characterized in that the time until the water-cooling start than 2 seconds method for producing a cell Mi process electrical steel sheet.

（２４）（１）〜（２３）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後の水冷時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とし７００℃以下まで冷却することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (24) Of the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (23), the cooling rate at the time of water cooling after the final pass of hot rolling is 10 ° C./s or more and is cooled to 700 ° C. or less. features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to be.

（２５）（１）〜（２４）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後の水冷後、５００℃以上に昇温することなく冷延し、焼鈍することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (25) Among the method for producing a steel sheet according to any one of (1) to (24), after water cooling after the final pass of hot rolling, the steel sheet is cold-rolled without being heated to 500 ° C. or more and annealed. features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to be.

（２６）（１）〜（２５）のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、最終焼鈍後に０．５％以上、５０％以下の歪を付与することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 (26) (1) to (25) of the manufacturing method of the steel sheet according to any one of Items, final annealing after 0.5% or more, characteristics and to Rousset Mi to impart distortion of 50% or less Process for producing process electromagnetic steel sheet.

本発明によれば磁気特性が良好なセミプロセス電磁鋼板が製造できる。   According to the present invention, a semi-process electrical steel sheet having good magnetic properties can be manufactured.

以下に本発明の詳細をその限定理由とともに説明する。含有量はすべて質量％である。
Ｃは本発明のように熱間圧延温度が低い材料では特に結晶方位を好ましく制御し磁束密度を向上させる効果が強く現れるので通常のセミプロセス電磁鋼板より高めに制御することで特性向上が期待できる。また、固溶Ｃとして残存するＣは単なる材料の高強度化効果ばかりでなくクリープ変形を抑制することで高回転モーター等で問題となるローターの耐変形性を向上させる効果も有するが、過度なＣ含有は磁気特性を劣化させるので０．０４０％以下とする。好ましくは０．０３０〜０．０００１％、さらに好ましくは０．０２０〜０．０００５％、さらに好ましくは０．０１０〜０．００１０％、さらに好ましくは０．００８〜０．００１５％である。 The details of the present invention will be described below together with the reasons for limitation. All the contents are mass%.
C is a material having a low hot rolling temperature as in the present invention, and the effect of improving the magnetic flux density by controlling the crystal orientation is particularly strong. Therefore, improvement in characteristics can be expected by controlling it higher than that of a normal semi-process electrical steel sheet. . Further, C remaining as a solid solution C has not only an effect of increasing the strength of the material but also an effect of improving the deformation resistance of the rotor, which is a problem in a high-speed motor by suppressing creep deformation, but is excessive. Since C content deteriorates magnetic characteristics, it is made 0.040% or less. Preferably it is 0.030-0.0001%, More preferably, it is 0.020-0.0005%, More preferably, it is 0.010-0.0010%, More preferably, it is 0.008-0.0015%.

Ｓｉは、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減することがよく知られており、電磁鋼板では当然のごとく添加される元素で、現状の一般的なＳｉ含有量のすべての電磁鋼板への適用が可能である。磁気特性と通板性の兼ね合いから０．０５〜６．５％とする。０．０５％未満では良好な磁気特性が得られず、６．５％を超えると脆化のため製造工程での通板性が顕著に劣化する。好ましくは０．３〜５．５％、さらに好ましくは０．５〜４．５％、さらに好ましくは０．８〜３．５％である。   Si is well known to increase the electrical resistance of steel sheets and reduce iron loss. It is an element that is naturally added to electrical steel sheets, and is applicable to all electrical steel sheets with the current general Si content. Is possible. In view of the balance between magnetic properties and sheet passing properties, the content is set to 0.05 to 6.5%. If it is less than 0.05%, good magnetic properties cannot be obtained, and if it exceeds 6.5%, the plate-passability in the production process is significantly deteriorated due to embrittlement. Preferably it is 0.3-5.5%, More preferably, it is 0.5-4.5%, More preferably, it is 0.8-3.5%.

Ｍｎは、Ｓと反応し硫化物を形成するため本発明では重要な元素である。通常Ｍｎが中途半端に少ない場合には熱間圧延中に微細なＭｎＳが析出し鉄損および磁束密度を著しく劣化させる場合がある。しかし、本発明においては熱間圧延条件を特定の範囲で制御することで、この悪影響を回避する効果も現れることから、Ｍｎの下限は特に設けない。一方、Ｍｎは固溶Ｍｎとして鋼板の電気抵抗を上昇させ鉄損を低減させる効果を有するが、あまりに多量に含有させると材料本来の飽和磁束密度を低下させてしまうため上限を３．０％とする。   Mn is an important element in the present invention because it reacts with S to form a sulfide. Usually, when Mn is little in the middle, fine MnS may precipitate during hot rolling, and iron loss and magnetic flux density may be remarkably deteriorated. However, in the present invention, by controlling the hot rolling conditions within a specific range, the effect of avoiding this adverse effect also appears, and therefore there is no particular lower limit for Mn. On the other hand, Mn has the effect of increasing the electric resistance of the steel sheet and reducing the iron loss as a solid solution Mn, but if it is contained too much, the original saturation magnetic flux density is lowered, so the upper limit is 3.0%. To do.

Ａｌは、Ｓｉと同様、鋼板の電気抵抗を高め鉄損を低減する目的で積極的に添加される。Ａｌが高くなると鋳造性が顕著に劣化するため３．５％以下とする。下限は特に設ける必要はなく、Ａｌ＝０％でもよいが、０．０１〜０．０５％程度の量では微細なＡｌＮを形成し磁気特性、特に鉄損を劣化させる場合があるので注意が必要である。好ましくは０．００５％以下および０．１〜３．０％、さらに好ましくは０．００３％以下および０．３〜２．５％、さらに好ましくは０．００２％以下および０．５〜２．０％、さらに好ましくは０．００１％以下および０．７〜１．５％である。   Al, like Si, is actively added for the purpose of increasing the electric resistance of the steel sheet and reducing the iron loss. When Al becomes high, castability deteriorates remarkably, so 3.5% or less. The lower limit is not particularly required, and Al = 0% may be used. However, if the amount is about 0.01 to 0.05%, fine AlN may be formed to deteriorate magnetic characteristics, particularly iron loss. It is. Preferably it is 0.005% or less and 0.1-3.0%, More preferably, it is 0.003% or less and 0.3-2.5%, More preferably, it is 0.002% or less and 0.5-2. 0%, more preferably 0.001% or less and 0.7 to 1.5%.

Ｓは硫化物量に直接関係する。鋼中に硫化物を形成させることで本発明が目的とする熱延工程での粒成長や再結晶を抑制することも可能であるが、含有Ｓ量が多いと熱延条件を適当に制御したとしても析出量が多くなり粒成長性を阻害し特に鉄損を劣化させるためあまり好ましくはない手段である。このため、上限は０．０１５％とする。なお、鋼板の磁気特性をより高めるためには、０．００５％以下とすることが好しく、さらに好ましくは０．００３％以下、さらに好ましくは０．００２％以下、さらに好ましくは０．００１％以下であり、０％でもよい。   S is directly related to the amount of sulfide. Although it is possible to suppress grain growth and recrystallization in the hot rolling step aimed by the present invention by forming sulfides in the steel, the hot rolling conditions are appropriately controlled when the content of S is large. However, this is a less preferable means because the amount of precipitation increases, which inhibits the grain growth and deteriorates the iron loss. For this reason, the upper limit is made 0.015%. In order to further improve the magnetic properties of the steel sheet, it is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less, still more preferably 0.002% or less, and still more preferably 0.001%. It may be 0%.

Ｐは、磁気特性にとって好ましくない比較的低温で析出するＣｕまたはＭｎの硫化物の析出温度を上昇させる効果を有するので積極的に添加することが可能である。一方、鋼板の硬度を高め、打ち抜き性に強く影響するので、所望の打ち抜き硬度によりその添加量は制限される。また、過剰に含有すると冷延性などが顕著に劣化し鋼板の製造に支障をきたす場合があるので上限を０．２５％とする。   P has the effect of increasing the precipitation temperature of Cu or Mn sulfide that precipitates at a relatively low temperature, which is undesirable for the magnetic properties, and therefore can be positively added. On the other hand, since the hardness of the steel sheet is increased and the punchability is strongly affected, the amount of addition is limited by the desired punch hardness. Further, if it is contained excessively, the cold-rollability and the like are remarkably deteriorated, which may hinder the production of the steel sheet, so the upper limit is made 0.25%.

Ｎは、Ａｌを含有する鋼においては含有量が多いと窒化物が多くなり結晶粒成長性を阻害するため０．００４％程度以下に低く制御されている。しかし、Ａｌ含有量を０．００５％程度以下に抑えればこの悪影響は全く考慮する必要はない。むしろＣと同様に鋼中に固溶することで結晶方位を好ましくする効果やモーターコアの耐クリープ変形性や温間での疲労特性を向上させ、またＮｂ含有鋼の場合にはＮｂＮにより再結晶を遅延させる効果も有するため積極的に添加することも可能である。ただし、過剰な添加は磁気時効性の問題や溶鋼からの凝固時に生成するミクロボイドに起因する鋼板欠陥が多発するため上限を０．０４０％とする。生産性を考慮し好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下とする。結晶方位制御の観点からは０．０００２％以上とすることが好ましく、さらに好ましくは０．０００５％以上、さらに好ましくは０．００１％以上、さらに好ましくは０．００１５％以上、さらに好ましくは０．００３％以上、さらに好ましくは０．００５％以上である。   In the steel containing Al, N is controlled to a low level of about 0.004% or less because a large amount of nitride increases the amount of nitride and hinders crystal grain growth. However, if the Al content is suppressed to about 0.005% or less, this adverse effect does not need to be considered at all. Rather, the effect of making the crystal orientation favorable by dissolving in steel as in C, the creep deformation resistance of the motor core, and the fatigue property in warm are improved, and in the case of Nb-containing steel, recrystallization is performed with NbN. Since it also has the effect of delaying, it can be added positively. However, excessive addition causes a problem of magnetic aging and steel plate defects due to microvoids generated during solidification from molten steel, so the upper limit is made 0.040%. Considering productivity, it is preferably 0.020% or less, more preferably 0.015% or less. From the viewpoint of controlling the crystal orientation, the content is preferably 0.0002% or more, more preferably 0.0005% or more, still more preferably 0.001% or more, still more preferably 0.0015% or more, and still more preferably 0.00. It is 003% or more, more preferably 0.005% or more.

Ｃｕは本発明では、固溶Ｃｕとしてのみならず、鋼板中にＣｕを主体とする金属相（以降、本明細書では「Ｃｕ金属相」と記述）を形成させ鋼板の特に再結晶または粒成長を遅延させるために活用される。この範囲として０．１〜８．０％に限定する。好ましくは０．８〜４．９％である。Ｃｕの含有量が低いと再結晶・粒成長遅延効果が小さくなるとともに再結晶・粒成長遅延効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなる。また、Ｃｕの含有量が過度に高いと磁気特性への影響が大きくなり特に鉄損の上昇が著しくなる。また、過剰なＣｕは熱履歴によっては望まない工程において鋼中にＣｕ金属相を形成し、例えば、熱延中などに高温で比較的粗大なＣｕ金属相を形成し、磁気特性に悪影響を及ぼすばかりでなく鋼板を過度に硬質化または脆化させ通板性を顕著に劣化させ生産性を阻害する場合もある。特に好ましい範囲は１．０〜３．９％である。さらに好ましくは１．３〜３．４％、さらに好ましくは１．５〜２．９％である。   In the present invention, Cu forms not only solute Cu but also a metal phase mainly composed of Cu in the steel sheet (hereinafter referred to as “Cu metal phase” in this specification), and particularly recrystallization or grain growth of the steel sheet. Used to delay. This range is limited to 0.1 to 8.0%. Preferably it is 0.8 to 4.9%. When the Cu content is low, the recrystallization / grain growth retardation effect is reduced, and the heat treatment conditions for obtaining the recrystallization / grain growth retardation effect are limited to a narrow range, and the degree of freedom in management of production conditions and production adjustment is small. Become. On the other hand, if the Cu content is excessively high, the magnetic properties are greatly affected, and the iron loss is particularly increased. In addition, excessive Cu forms a Cu metal phase in steel in an undesired process depending on the thermal history, for example, forms a relatively coarse Cu metal phase at a high temperature during hot rolling, and adversely affects magnetic properties. In addition, the steel sheet may be excessively hardened or embrittled to significantly deteriorate the sheet-passability and impede productivity. A particularly preferable range is 1.0 to 3.9%. More preferably, it is 1.3-3.4%, More preferably, it is 1.5-2.9%.

ＮｂもＣｕ同様、本発明では固溶Ｎｂとしてのみならず、鋼板中にＮｂの主として炭・窒化物（以降、本明細書では「Ｎｂ析出物」と記述）を形成させ鋼板の再結晶または粒成長を遅延させるために活用される。この範囲として０．０５〜８．０％に限定する。好ましくは０．０８〜２．０％である。Ｎｂの含有量が低いと再結晶遅延効果が小さくなるとともに再結晶・粒成長遅延効果を得るための熱処理条件が狭い範囲に限定され、製造条件の管理、生産調整の自由度が小さくなる。また、Ｎｂの含有量が過度に高いと磁気特性への影響が大きくなり特に鉄損の上昇が著しくなる。一方、Ｃ、Ｎ含有量にもよるが、過剰なＮｂは熱履歴によっては鋼中に過剰なＮｂ析出物を形成し、再結晶を遅延させるものの上述のＣｕ金属相よりも磁気特性劣化要因となりやすい。また例えば、熱延中などに高温で比較的粗大なＮｂ析出物を形成した場合には、再結晶・粒成長遅延効果が小さくなるばかりか、磁気特性への悪影響が大きくなる場合もある。特に好ましい範囲は０．１〜１．５％である。さらに好ましくは０．１２〜１．０％、さらに好ましくは０．１５〜０．８％である。   Nb as well as Cu is not only solid solution Nb in the present invention, but also Nb mainly carbon / nitride (hereinafter referred to as “Nb precipitate” in the present specification) is formed in the steel sheet to recrystallize or grain the steel sheet. Used to delay growth. This range is limited to 0.05 to 8.0%. Preferably it is 0.08 to 2.0%. When the Nb content is low, the recrystallization delay effect is reduced and the heat treatment conditions for obtaining the recrystallization / grain growth delay effect are limited to a narrow range, and the degree of freedom in management of production conditions and production adjustment is reduced. On the other hand, if the Nb content is excessively high, the magnetic properties are greatly affected, and the iron loss is particularly increased. On the other hand, although it depends on the C and N contents, excessive Nb forms excessive Nb precipitates in the steel depending on the thermal history and delays recrystallization, but causes deterioration of magnetic properties more than the above Cu metal phase. Cheap. Further, for example, when a relatively coarse Nb precipitate is formed at a high temperature during hot rolling or the like, not only the recrystallization / grain growth delay effect is reduced, but also the adverse effect on the magnetic properties may be increased. A particularly preferable range is 0.1 to 1.5%. More preferably, it is 0.12-1.0%, More preferably, it is 0.15-0.8%.

さらに上述のＣｕ、Ｎｂと再結晶・粒成長遅延において同様の効果を有する元素としてＣｒ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉが挙げられる。これらの含有量はＣｕとＮｂと同様に再結晶・粒成長遅延効果と磁気特性への影響を勘案し、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％とする。なお、再結晶遅延効果を明確に得るには、これらの元素のうち少なくとも一種を目的とする再結晶・粒成長遅延効果を発揮する量だけ含有することが重要である。二種以上の元素を少量ずつ含有させることで目的とする再結晶・粒成長遅延効果を得ることも可能である。   Furthermore, Cr, B, Ni, Co, Mo, and Ti are mentioned as elements having the same effect in the above-described Cu, Nb and recrystallization / grain growth delay. These contents are similar to Cu and Nb in consideration of recrystallization / grain growth delay effect and influence on magnetic properties, Cr: 1.0 to 15.0%, B: 0.0020 to 0.0150%, Ni: 0.2-8.0%, Co: 0.2-8.0%, Mo: 0.2-8.0%, Ti: 0.2-2.0%. In order to clearly obtain the recrystallization retardation effect, it is important to contain at least one of these elements in an amount that exhibits the recrystallization / grain growth retardation effect. It is also possible to obtain the intended recrystallization / grain growth delay effect by containing two or more elements in small amounts.

この他にＷ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭ等、従来の電磁鋼板において、磁気特性の更なる向上、窒化や酸化の制御、表面コーティング制御、強度、耐食性や疲労特性等の部材としての付加機能、また鋳造性や焼鈍通板性、スクラップ使用など製造工程上の生産等を向上させる目的で添加が検討されている元素を公知技術により想定されている量程度まで添加することは本発明にとって何ら影響を及ぼすものではない。むしろ相乗効果として好ましい効果を発揮する場合もある。また、これら元素が原料やスクラップ等から不可避的に含有された場合、さらには他の各種の微量元素が含まれる場合も本発明の効果になんら影響を与えるものではない。言い換えればこれらの元素の影響にあえて言及するまでもなく、本発明で開示している製造工程において何ら問題なく製品を得ることができる。   In addition to this, members such as W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, and REM, such as further improvement of magnetic properties, control of nitriding and oxidation, control of surface coating, strength, corrosion resistance and fatigue properties, etc. It is possible to add elements that have been studied for the purpose of improving production functions such as castability, annealing passability, scrap use, etc. It has no effect on the present invention. Rather, there is a case where a favorable effect is exhibited as a synergistic effect. Further, when these elements are inevitably contained from raw materials, scraps, etc., and even when various other trace elements are contained, the effects of the present invention are not affected at all. In other words, needless to mention the influence of these elements, a product can be obtained without any problems in the production process disclosed in the present invention.

次に本発明鋼の特徴を説明する。   Next, features of the steel of the present invention will be described.

本発明鋼は最終的な使用状況において従来にない、非常に良好な特性を示すものであるが、その特性は、従来からも特性にとって好ましいものと考えられていた方位への集積を高めたものであり、この集積度で本発明を規定することも可能であるが、理論的には、良好な方位への集積度を高めれば特性が向上するのは当然のことであり、この点を説明したのでは本発明の特徴が明確になりにくい。本発明の特徴は、むしろ、二次再結晶や歪誘起粒成長が起きる前の状態で定義すると明確となる。以下の記述では、セミプロセス電磁鋼板を使用するにあたって、最終的に二次再結晶や、歪誘起粒成長、また歪誘起ではなくとも、鋼板メーカーから出荷されて以降に熱処理により粒成長させる前、すなわち、鋼板メーカーで冷延後の未再結晶組織から、最終的な再結晶焼鈍を含めた熱処理を完了した状態での、集合組織および磁気特性の観点から述べる。   The steel of the present invention exhibits extremely good properties that have not been seen in the final use situation, but the properties have increased the accumulation in the orientation that has been considered favorable for the properties. Although it is possible to define the present invention with this degree of integration, theoretically, if the degree of integration in a favorable direction is increased, it is natural that the characteristics improve, and this point will be explained. Therefore, it is difficult to clarify the characteristics of the present invention. Rather, the characteristics of the present invention become clear when defined in a state before secondary recrystallization or strain-induced grain growth occurs. In the following description, when using a semi-process electrical steel sheet, secondary recrystallization, strain-induced grain growth, and even before non-strain induction, before grain growth by heat treatment after shipping from a steel plate manufacturer, That is, it will be described from the viewpoint of the texture and magnetic properties in a state where the heat treatment including the final recrystallization annealing is completed from the unrecrystallized structure after cold rolling by the steel plate manufacturer.

本発明の特徴の記述において「方位の集積強度」という表現を用いるが、これは通常、結晶材料の集合組織を表示する際に用いられる、「ランダム強度に対する比」を意味するものであり、通常、Ｘ線、電子線や中性子線を用いて測定される当業者においては普通に用いられるものである。   In the description of the characteristics of the present invention, the expression “azimuth accumulated strength” is used, which usually means “ratio to random strength”, which is used when displaying the texture of crystal material. , X-rays, electron beams and neutron beams are commonly used by those skilled in the art.

本発明鋼の特徴は鋼板の表層部、すなわち鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位においての集合組織を制御していることである。なお、本発明で限定する鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位においての集合組織に関する条件は、ロールによる圧延に類する製造条件であれば、表層部ほど満足しやすくなるものである。ただし、最表層の非常に薄い層のみで満足するのでは、発明の効果が非常に小さくなってしまう。このため、少なくとも表層の１／１０位置で満足することが好ましく、さらに１／８位置で満足すれば十分な効果が得られるものである。   The feature of the steel of the present invention is that the texture is controlled at the surface layer portion of the steel sheet, that is, at the steel sheet surface layer 1/4 or at the surface layer side. In addition, if the conditions regarding the texture in the steel sheet surface layer 1/4 or the portion on the surface layer side limited by the present invention are production conditions similar to rolling with a roll, the surface layer portion is more easily satisfied. However, if only a very thin layer of the outermost layer is satisfied, the effect of the invention will be very small. For this reason, it is preferable to satisfy at least 1/10 position of the surface layer, and if it is satisfied at 1/8 position, a sufficient effect can be obtained.

集合組織について一つ目の特徴は、従来の鋼板と比較し、特に表層部でα−ｆｉｂｅｒ±２０°の方位への集積が高く、発明鋼においてもこの方位への集積は中心部よりも表層部で顕著に高くなっていることである。α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位とは前述のように圧延方向が＜０１１＞方向となっている、いわゆるα−ｆｉｂｅｒ方位をさらに板面内で２０°程度回転させた方位のことであり、本発明で重要な方位である｛４１１｝＜１４８＞方位はα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位上の方位である。   The first feature of the texture is that the accumulation in the α-fiber ± 20 ° orientation is particularly high in the surface layer compared to the conventional steel sheet. It is that it is significantly higher in the part. The α-fiber ± 20 ° azimuth is an orientation obtained by further rotating the so-called α-fiber azimuth in the plate surface by about 20 °, in which the rolling direction is the <011> direction as described above. The {411} <148> orientation, which is an important orientation, is an orientation on the α-fiber ± 20 ° orientation.

まず、この方位への集積の必要性、効果について説明する。従来から電磁鋼板において磁気特性に好ましい方位は｛１００｝方位であることが知られている。このために従来の開発の一つの目標として｛１００｝方位への集積強化が挙げられ、｛１００｝方位中の代表的な方位である｛１００｝＜００１＞や｛１００｝＜０１１＞への集積強化が図られてきた。しかし、これらの方位への集積は現在主流であり、製造コスト等も含め将来も主流であるであろう工業的なプロセス、鋳造−熱延（−熱延板焼鈍）−冷延−焼鈍というプロセスではそれほど高くならず｛１００｝方位を顕著に強化した製品は一般的には実用化されていない。これに対し本発明で特徴とするα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位は本発明における製造方法によれば比較的簡単に集積度を高めることができる。   First, the necessity and effect of integration in this direction will be described. Conventionally, it is known that a preferred orientation for magnetic properties in a magnetic steel sheet is a {100} orientation. For this reason, integration enhancement in {100} orientation is given as one of the goals of conventional development, and the typical orientations in {100} orientation are {100} <001> and {100} <011>. Integration has been strengthened. However, accumulation in these orientations is currently mainstream, and an industrial process that will be mainstream in the future, including manufacturing costs, is a process of casting-hot rolling (-hot-rolled sheet annealing) -cold-rolling-annealing. However, a product that is not so high and has a significantly enhanced {100} orientation has not been put into practical use in general. In contrast, the α-fiber ± 20 ° azimuth featured in the present invention can increase the degree of integration relatively easily according to the manufacturing method of the present invention.

さらに本発明の特徴は鋼板の表層部でこの方位への集積が高くなっていることである。特に特殊な条件ではない製造範囲においてはα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位の中でも｛４１１｝＜１４８＞近傍がピーク強度となる。もちろんこれはこれ以外の方位がピークとなったものを除外するものではなく、α−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が表層部で高くなっていることが本発明鋼の明確な特徴である。本発明では代表的に｛４１１｝＜１４８＞方位により本発明鋼を特徴付け、鋼板の表層部での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を制限条件として規定する。好ましくは６．０以上、さらに好ましくは８．０以上、好ましい成分や熱延条件では１０．０以上にもなり、非常に好ましい特性が得られる。またα−ｆｉｂｅｒ上の方位である｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度との関係で｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０とする。従来から通常の工業的プロセスではα−ｆｉｂｅｒへの集積は比較的簡単で｛４１１｝＜００１＞方位も少なからず存在する方位であるが、本発明では通常発達しない｛４１１｝＜１４８＞方位をその数倍以上に集積させ、むしろ通常存在する｛４１１｝＜００１＞方位の発達を抑制したものである。   Further, the feature of the present invention is that the accumulation in this orientation is high in the surface layer portion of the steel sheet. In the manufacturing range which is not particularly special, the peak intensity is in the vicinity of {411} <148> even in the α-fiber ± 20 ° azimuth. Of course, this does not exclude the case where the orientation other than this is a peak, and it is a clear feature of the steel of the present invention that the α-fiber ± 20 ° orientation is higher in the surface layer portion. In the present invention, the steel of the present invention is typically characterized by the {411} <148> orientation, and the integrated strength of the {411} <148> orientation at the surface layer portion of the steel plate ≧ 4.0 is defined as the limiting condition. Preferably it is 6.0 or more, More preferably, it is 8.0 or more, and it becomes 10.0 or more on a preferable component and hot rolling conditions, and a very preferable characteristic is acquired. Also, the integrated strength of {411} <148> orientation / integrated strength of {411} <011> orientation ≧ 4.0 in relation to the integrated strength of {411} <011> orientation which is the orientation on α-fiber. . Conventionally, in normal industrial processes, integration into α-fiber is relatively simple and there are a few {411} <001> orientations. However, in the present invention, {411} <148> orientations that are not normally developed are used. It is accumulated several times or more, and rather, the development of the {411} <001> orientation that normally exists is suppressed.

この点から本発明で制御する｛４１１｝＜１４８＞方位への集積の高さは非常に特異なものと言える。好ましくは６．０以上、さらに好ましくは８．０以上、さらに成分や製造条件などが好ましい場合には｛４１１｝＜０１１＞の１０．０倍以上に強く集積させることも可能である。ここで興味を引くのは本発明において特徴的なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が顕著に増加した場合、そこからの広がり、つまり副方位として｛４１１｝＜０１１＞方位が増加するのではなく、むしろ｛４１１｝＜０１１＞方位の減少を伴って｛４１１｝＜１４８＞方位が増加する傾向があることである。むろんこれは絶対的なものではないが、この点から｛４１１｝方位に関する上述の比はできるだけ大きいほうが好ましい特性を示すようになる。   From this point, it can be said that the height of integration in the {411} <148> direction controlled by the present invention is very unique. Preferably, it is 6.0 or more, more preferably 8.0 or more, and when the components and production conditions are more preferable, it is possible to accumulate more strongly 10.0 times or more than {411} <011>. What is interesting here is that when the α-fiber ± 20 ° azimuth characteristic in the present invention is significantly increased, the spread from there, that is, the {411} <011> azimuth does not increase as a sub-azimuth, Rather, the {411} <148> orientation tends to increase with a decrease in {411} <011> orientation. Of course, this is not absolute, but from this point, it is preferable that the above-described ratio with respect to the {411} orientation is as large as possible.

また、本発明鋼ではα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位への集積を高めているため他の方位への集積が低下している。α−ｆｉｂｅｒ方位そのものが低下することが集合組織上の一つの特徴であるが、発明の効果においては｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度が低下していることに特徴があり、｛１１１｝＜２１１＞方位の平均集積強度＜２．０を満たすことを特徴とする。好ましくは１．５以下、さらに好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．７以下である。集合組織的には以上のような範囲を外れると本発明の効果が小さくなる。   Moreover, in the steel of the present invention, the accumulation in the α-fiber ± 20 ° azimuth is increased, and therefore the accumulation in other azimuths is lowered. One characteristic on the texture is that the α-fiber orientation itself is lowered, but the effect of the invention is that the integrated intensity of {111} <211> orientation is reduced, and {111} <211> Orientation average accumulated intensity <2.0 is satisfied. Preferably it is 1.5 or less, More preferably, it is 1.0 or less, More preferably, it is 0.7 or less. If the texture is outside the above range, the effect of the present invention is reduced.

集合組織について二つ目の特徴は、特定の結晶面が板表面に平行になっている方位について、板面内での方位分布が従来の鋼板と比較し、ある意味で、よりランダムになっていることである。   The second feature of the texture is that the orientation distribution in the plate surface is more random in a sense than the conventional steel plate for the orientation in which a specific crystal plane is parallel to the plate surface. It is that you are.

特定の方位の一つは結晶の｛４１１｝面が板表面と平行である方位で、一般的には｛４１１｝方位または＜４１１＞／／ＮＤなどと記述される方位である。従来の集合組織制御においてはこの方位に関しては板面内で＜０１１＞方向が板圧延方向と平行になっている方位、一般的にはα−ｆｉｂｅｒと呼ばれる方位への集積が強くなる。この方位は｛４１１｝＜０１１＞方位であるが、｛４１１｝方位においてこの｛４１１｝＜０１１＞方位に方位集積すると｛４１１｝方位に関して板面内の強度分布は１８０°毎の周期性しか有さないため板面内の異方性が強くなる。言い換えると、α−ｆｉｂｅｒ上の｛４１１｝方位に関して板面内の全周にわたる強度分布は２つの極大値しか示さない。これに対し、本発明は｛４１１｝方位に関しては｛４１１｝＜０１１＞方位ではなく｛４１１｝＜１４８＞方位近傍に集積強度のピークを有する。この方位のピークが明確になると｛４１１｝方位に関して板面内の強度分布は約４０°と約１４０°の間隔が交互に現れる周期性を示し板面内の異方性が小さくなる。言い換えると、｛４１１｝方位に関して板面内の全周にわたる強度分布は４つの極大値を示すようになる。   One of the specific orientations is an orientation in which the {411} plane of the crystal is parallel to the plate surface, and is generally an orientation described as {411} orientation or <411> // ND. In the conventional texture control, the accumulation in the direction in which the <011> direction is parallel to the plate rolling direction in the plate surface, generally in the direction called α-fiber, is strong. This azimuth is {411} <011>. However, if the {411} azimuth is accumulated in the {411} <011> azimuth, the intensity distribution in the plate surface with respect to the {411} azimuth is only periodic by 180 °. Since it does not have, the anisotropy in the plate surface becomes strong. In other words, the intensity distribution over the entire circumference in the plate surface with respect to the {411} orientation on the α-fiber shows only two local maximum values. In contrast, the present invention has an integrated intensity peak in the vicinity of the {411} <148> direction, not the {411} <011> direction with respect to the {411} direction. When the peak of this orientation becomes clear, the intensity distribution in the plate surface with respect to the {411} orientation shows periodicity in which intervals of about 40 ° and about 140 ° appear alternately, and the anisotropy in the plate surface becomes small. In other words, the intensity distribution over the entire circumference in the plate surface with respect to the {411} orientation shows four local maximum values.

上記の特定方位の説明においては代表的に｛４１１｝方位に関しては｛４１１｝＜１４８＞方位で説明したが、本発明は集積強度が極大となる方位をこれらに限定するものではない。｛４１１｝方位に関しては一般的に形成される｛４１１｝＜０１１＞方位による２個の極大値より多くの極大値を有することを特徴とし、｛４１１｝方位に関しては４個以上の極大値を有するものである。｛４１１｝方位においては例えば、上記の｛４１１｝＜１４８＞に加えて、｛４１１｝＜０１１＞にもピークを有する場合があり、この場合は、極大値は６個にもなる。   In the above description of the specific orientation, the {411} orientation is representatively described as the {411} <148> orientation, but the present invention does not limit the orientation at which the integrated strength is maximized. The {411} orientation is characterized by having more local maximum values than the two local maximum values formed by the {411} <011> orientation, and the {411} orientation has four or more local maximum values. It is what you have. In the {411} orientation, for example, in addition to the above {411} <148>, {411} <011> may also have a peak. In this case, the maximum value is six.

なお、本発明では板面内の集積強度分布における極大値の数を規定しているが、実際の板では結晶方位の局所的な変動やばらつき、また測定条件や測定ばらつき等または測定データの解析精度等により、集積強度は微妙に変動し、これらの条件によっても極大値の数が影響される。このため本発明では極大値を次のように規定するものとする。測定方法は特に問わないが、一般的に集合組織を測定するために用いられている方法によるものとする。一般的には電子線やＸ線を用いた方法が広く利用されている。例えばＸ線で測定する場合、通常７０μｍ程度の厚さのサンプルを製品から取り出すが製品厚さが薄い場合、例えば０．１２ｍｍ程度の厚さの板からこのようなサンプルを取り出すと最表層から中心層までの情報を含んだものとなってしまう。このような場合には板厚方向の集合組織の変化が明確になるようにサンプル厚さを通常より薄くすることや厚さ方向の情報が混在し難い電子線、たとえばＥＢＳＰなどによる方法を用いるべきであることは注意を要する。   In the present invention, the number of local maximum values in the integrated intensity distribution in the plate is specified, but in the actual plate, local fluctuations and variations in crystal orientation, measurement conditions, measurement variations, etc., or analysis of measurement data Accumulation strength varies slightly depending on accuracy, etc., and the number of local maximum values is also affected by these conditions. For this reason, in the present invention, the maximum value is defined as follows. The measuring method is not particularly limited, but it is based on a method generally used for measuring a texture. In general, a method using an electron beam or an X-ray is widely used. For example, when measuring with X-rays, a sample with a thickness of about 70 μm is usually taken out from the product, but when the product thickness is thin, for example, when such a sample is taken out from a plate with a thickness of about 0.12 mm, it is centered from the outermost layer. The information up to the layer will be included. In such a case, the sample thickness should be made thinner than usual so that the change in texture in the plate thickness direction becomes clear, or a method using an electron beam, such as EBSP, which is difficult to mix information in the thickness direction should be used. It is necessary to be careful.

また方位分布を求めるには数値的な解析処理が必要になるが、一般的にはＯＤＦやベクトル法と呼ばれる三次元集合組織解析法が用いられている。測定条件や解析条件は一般的に認知されている程度の条件で十分である。特定面に関しての板面内の強度分布は５°毎、全周７２点で表示するものとする。この表示点数が極端に少なくなれば本発明で数えられるべき極大値が見落とされ極大値の数も減ることになり、極端に多くなると強度のばらつき等の誤差をも計測するようになり不当に極大値の数が増大してしまう。また、極大に関しても特性への影響を無視できる程度の小さな変動まで数えることは本発明の本意ではない。また、極大であっても、集積強度が低いものは、本発明で期待している特性の向上には寄与しない。本発明では特定面に関しての板面内の平均強度より高い強度を示し、かつ、極大の両隣の極小の集積強度の平均値の１．１倍以上の集積強度を持つ極大のみを極大の数として数えるものとする。または、特定面に関しての板面内の平均強度より高い強度を示し、かつ、集積強度を１．０間隔の等高線で示した場合に極大として認識できる極大のみを極大の数として数えるものとする。   Further, in order to obtain the orientation distribution, a numerical analysis process is required. Generally, a three-dimensional texture analysis method called ODF or vector method is used. Measurement conditions and analysis conditions that are generally recognized are sufficient. It is assumed that the intensity distribution in the plate surface with respect to the specific surface is displayed at 72 points on the entire circumference every 5 °. If this number of display points is extremely reduced, the maximum value that should be counted in the present invention is overlooked and the number of maximum values is also reduced, and if it is excessively large, errors such as intensity variations are measured, which is unreasonably maximum. The number of values will increase. In addition, regarding the maximum, it is not the intention of the present invention to count even small fluctuations that can ignore the influence on the characteristics. Moreover, even if it is maximum, those with low integration strength do not contribute to the improvement of characteristics expected in the present invention. In the present invention, only a maximum having an intensity higher than the average intensity in the plate surface with respect to a specific surface and having an integrated intensity 1.1 times or more of the average value of the minimum integrated intensity on both sides of the maximum is taken as the maximum number. It shall be counted. Alternatively, only the maximum that can be recognized as the maximum when the strength higher than the average strength in the plate surface with respect to the specific surface is shown and the integrated strength is indicated by contour lines of 1.0 intervals is counted as the maximum number.

次に本発明鋼に関する鋼板の特性上の特徴を説明する。   Next, characteristics of the steel sheet relating to the steel of the present invention will be described.

本発明鋼板の特徴は上述のような特異な集合組織の制御に起因し、従来の鋼板と比較し圧延方向から４５°の方向の特性が優れることである。以下、単に０°特性、４５°特性または９０°特性などの記述はそれぞれ鋼板製造時の圧延方向から０°、４５°または９０°の方向の特性を示すものとする。また以下で各変数に関し、Ｂ0、Ｂ45、Ｂ90は誘起電流密度を５０００（Ａ／ｍ）とした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度（Ｔ）であり、さらにＢは本発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示すものとする。４５°特性の特異性は次の点で記述できる。つまり、（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45≦０．０４０の条件を満足することである。通常の鋼板でこれらの特性を満足することはほとんどない。好ましくは（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45の値は０．０３０以下、さらに好ましくは０．０２０以下、さらに好ましくは０．０１０以下である。これらの条件を満足しない鋼板は本発明が目的とする良好な特性を得ることができない。 The steel sheet of the present invention is characterized by the unique texture control as described above, and is superior in characteristics in the direction of 45 ° from the rolling direction as compared with the conventional steel sheet. Hereinafter, descriptions such as 0 ° characteristic, 45 ° characteristic, or 90 ° characteristic simply indicate characteristics in the direction of 0 °, 45 °, or 90 ° from the rolling direction at the time of manufacturing the steel sheet. In addition, regarding each variable below, B 0 , B 45 , and B 90 are magnetic flux densities (T) in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction when the induced current density is 5000 (A / m). Further, B represents the steel of the present invention, and B ′ represents the characteristics of the comparative steel. The specificity of the 45 ° characteristic can be described by the following points. That is, the condition (B 0 + B 90 ) / 2−B 45 ≦ 0.040 is satisfied. Normal steel plates rarely satisfy these characteristics. Preferably, the value of (B 0 + B 90 ) / 2−B 45 is 0.030 or less, more preferably 0.020 or less, and still more preferably 0.010 or less. Steel sheets that do not satisfy these conditions cannot obtain the desired characteristics of the present invention.

別の面からの材料的な特徴は本発明鋼板では上述の集合組織制御が主として鋼板の表層部において行われていることに起因するものである。本発明鋼板は表層１／４またはそれより表層側の部位において上述の集合組織や特性の条件を満たすものである。また、特に表層部の集合組織を制御しているため中心部の集合組織とは少なからざる差異を生じ、これが本発明鋼板の特徴でもある。つまり、鋼板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が板厚中心での集積強度の２倍以上となるものである。好ましくは３倍、さらに好ましくは４倍である。ただし、本発明において主として表層部に対して行っている集合組織制御を特に熱延工程で行う場合には、圧延という変形方法であるためその影響は少なからず中心層にも及ぶことがある。このため本発明方法の非常に好ましい条件においては鋼板中心部においてさえも表層部と同等の集合組織制御の効果が現れ表層と中心層の集合組織の差が小さくなる場合もあるので注意を要する。   The material characteristic from another aspect is due to the fact that the texture control described above is mainly performed in the surface layer portion of the steel sheet in the steel sheet of the present invention. The steel sheet of the present invention satisfies the above-mentioned texture and characteristics conditions at the surface layer 1/4 or at the surface layer side. Further, since the texture of the surface layer portion is controlled in particular, there is a considerable difference from the texture of the central portion, which is also a feature of the steel sheet of the present invention. That is, the integrated strength in the {411} <148> orientation at the position of the surface layer 1/4 of the steel plate or the position on the surface layer side thereof is more than twice the integrated strength at the thickness center. Preferably 3 times, more preferably 4 times. However, in the present invention, when the texture control that is mainly performed on the surface layer portion is performed in the hot rolling process, the influence is not limited to the central layer because of the deformation method called rolling. For this reason, it should be noted that under the highly preferable conditions of the method of the present invention, the texture control effect equivalent to that of the surface layer portion appears even in the central portion of the steel sheet, and the difference in texture between the surface layer and the central layer may be reduced.

このような集合組織制御を熱延での比較的低い温度域での圧延により行う場合には、通常の鋼板のうち、熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることが特徴になる。好ましくは３倍、製造条件が非常に好ましいものであれば４倍以上にも到達するものである。   When performing such texture control by rolling in a relatively low temperature range in hot rolling, in comparison with a steel plate in which all rolling passes in hot rolling are performed at F ° C or higher among normal steel plates. The feature is that the integrated strength of {411} <148> orientation at the position of the surface layer 1/4 of the product plate or at the surface layer side is more than twice. It is preferably 3 times, and if production conditions are very favorable, it can reach 4 times or more.

また、４５°特性は鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ45−Ｂ’45≧０．０３０を満たすという点で非常に特異なものである。好ましくは０．０４０以上、後述の最適な製造条件を適用することにより０．０５０以上とすれば非常に良好な特性を得ることができる。なお、上記の鋼成分が実質的に同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較においては、冷延率や焼鈍温度等の磁気特性に大きな影響を及ぼすことがよく知られている因子が大きく異なると本請求項が目的とする比較が意味をなさなくなるので、これらの条件は磁気特性に大きな差を生じない範囲で同一にすることが必要である。特性の向上が一般的に知られている要因によるものであるか、本発明の効果であるかは、通常業務として特性向上を目的に製造条件の影響を検討している当業者であれば容易に判別が可能なものである。 In addition, the 45 ° characteristic is such that B 45 −B ′ 45 ≧ 0.030 is satisfied in comparison with a steel plate in which the steel components are substantially the same and the entire rolling pass of hot rolling is performed at F ° C. or higher. It is very unique. If it is preferably 0.040 or more and 0.050 or more by applying the optimum production conditions described later, very good characteristics can be obtained. In addition, in comparison with a steel plate in which the above steel components are substantially the same and the entire rolling pass of hot rolling is performed at F ° C. or higher, it has a great influence on magnetic properties such as cold rolling rate and annealing temperature. If the well-known factors greatly differ, the comparison intended by the present claim makes no sense. Therefore, it is necessary to make these conditions the same within a range that does not cause a large difference in magnetic characteristics. Whether the improvement in characteristics is due to a generally known factor or the effect of the present invention is easy for those skilled in the art who are examining the influence of manufacturing conditions for the purpose of improving characteristics as a normal business. Can be distinguished.

さらに、本発明鋼は上述のように特に鋼板の表層部の特性を改善することで鋼板全体の特性を改善するものであるため、例えば鋼板の表層部を除去すると発明の効果が小さくなる。特性の劣化代は表層の研削量によるが、これにより発明鋼を規定し、鋼板の表と裏の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ45が０．０２Ｔ以上低下するものを本発明鋼の一つの特徴とする。ただし、上述のように発明の特徴的な集合組織制御が板厚中心まで相当に及んでいると表層部除去による特性劣化代は小さくなるので注意が必要である。これは従来鋼のようにＢ45が低い材料で表層を除去してもＢ45の劣化が小さいこととは本質的に異なるものであり、このようなきわめて良好なＢ45を有する鋼板が本発明に含まれることは当然である。 Furthermore, since the steel of the present invention improves the characteristics of the entire steel sheet by improving the characteristics of the surface layer portion of the steel sheet as described above, for example, removing the surface layer portion of the steel sheet reduces the effect of the invention. Although the allowance for deterioration of properties depends on the grinding amount of the surface layer, the invention steel is defined by this, and when the surface layer 1/4 of the steel plate is removed and the thickness is measured by the thickness of the center layer 1/2, B 45 is 0.02T. One of the characteristics of the steel of the present invention is that which is reduced as described above. However, if the characteristic texture control of the invention extends to the center of the plate thickness as described above, it is necessary to pay attention because the characteristic deterioration margin due to the surface layer removal becomes small. This is essentially different from the fact that even when the surface layer is removed with a material having a low B 45 like conventional steel, the deterioration of B 45 is small, and such a steel plate having a very good B 45 is the present invention. It is natural to be included in.

上述のような集合組織制御を行う一つの方法としては熱延板において特に表層部に圧延組織を残存させたまま冷延し、焼鈍を行うことが有効である。未再結晶組織は少なくとも表層１／４の領域内に残存している必要がある。言い換えれば板厚中心層に未再結晶組織が残存していても表層１／４の領域が完全再結晶組織である場合は本発明の効果が小さくなってしまう。発明の効果をより顕著に得るには最表層に近い部位に未再結晶組織が多く残存していることが好ましく、表層１／８領域が完全に未再結晶組織であれば目的とする特性は非常に良好となる。また発明の効果は表層１／４領域が完全未再結晶であれば非常に好ましいが、完全に未再結晶でなくとも再結晶率が９０％以下であれば有効な効果が得られる。好ましくは７０％以下、さらに好ましくは５０％以下、さらに好ましくは３０％以下、完全未再結晶が理想的であることは言うまでもない。   As one method for performing the texture control as described above, it is effective to perform the cold rolling and annealing in the hot rolled sheet with the rolled structure remaining in the surface layer portion. The unrecrystallized structure needs to remain at least in the region of the surface layer 1/4. In other words, even if an unrecrystallized structure remains in the thickness center layer, the effect of the present invention is reduced if the surface layer 1/4 region has a complete recrystallized structure. In order to obtain the effect of the invention more remarkably, it is preferable that a large amount of unrecrystallized structure remains in a portion close to the outermost layer. If the surface layer 1/8 region is completely unrecrystallized structure, the target characteristics are Very good. In addition, the effect of the invention is very preferable if the surface layer 1/4 region is completely unrecrystallized, but an effective effect is obtained if the recrystallization rate is 90% or less even if it is not completely unrecrystallized. Needless to say, it is preferably 70% or less, more preferably 50% or less, and further preferably 30% or less.

また、冷延前の熱延板に、部分的に再結晶組織を含ませることは、以下のような理由でも有用である。つまり、鋼成分や熱延条件によっては完全な加工組織である熱延板を冷延、焼鈍して製品を製造した場合にリジングまたは結晶模様と呼ばれる表面品位の劣化が起きる場合があることや、析出物形態の制御により冷延後、焼鈍時の粒成長性を改善し磁気特性の向上が必要な場合がある場合にはこれを改善する目的で適当な熱処理により加工組織の一部を再結晶させることも可能である。その条件は鋼成分等により異なるため一概には言えないが、通常の技術を有する当業者であれば、一般的に行っている熱延巻取温度の制御や熱延板焼鈍条件により適当な範囲に制御することは簡単なことである。目安としては熱延後の巻取温度が７５０℃を越えると再結晶組織が現れるようになり、連続式の熱延板焼鈍を行う場合はＳｉ量が１％程度以下の材料であれば７００℃を超えると、Ｓｉ量が２％程度以上の材料であれば７５０℃を超えると、再結晶組織が現れるようになる。これらの温度は、特にＣｕやＮｂなど、本発明鋼で熱延での再結晶を抑制する効果を発揮する元素を適当量添加することで、より広い温度範囲で制御することが可能となる。   It is also useful to partially include a recrystallized structure in the hot-rolled sheet before cold rolling for the following reasons. In other words, depending on the steel composition and hot rolling conditions, when the product is manufactured by cold rolling and annealing a hot rolled sheet that is a complete processed structure, surface quality deterioration called ridging or crystal pattern may occur, After cold rolling by controlling the form of precipitates, if grain growth is improved during annealing and magnetic properties need to be improved, a part of the processed structure can be recrystallized by appropriate heat treatment to improve this. It is also possible to make it. Since the conditions vary depending on the steel components, etc., it cannot be generally stated, but those skilled in the art having ordinary techniques can appropriately control the range depending on the control of the hot rolling coil temperature and the annealing conditions of the hot rolled sheet. It is easy to control. As a guideline, when the coiling temperature after hot rolling exceeds 750 ° C., a recrystallized structure appears. When continuous hot-rolled sheet annealing is performed, if the Si content is about 1% or less, 700 ° C. If it exceeds 750 ° C., the recrystallized structure will appear if the material has a Si content of about 2% or more. These temperatures can be controlled in a wider temperature range by adding an appropriate amount of an element that exhibits an effect of suppressing recrystallization in hot rolling, particularly Cu and Nb.

本発明の効果が得られるメカニズムは以下のようなものと考えられる。すなわち、熱延時に鋼板表層に付与される剪断変形を主とする変形により結晶回転は通常の圧延で想定されるものとは大きく異なったものとなっている。具体的には一般的に圧延による結晶回転によりα−ｆｉｂｅｒ方位が強く発達すると考えられており、これをそのままさらに冷延してα−ｆｉｂｅｒ方位への集積を高め最終焼鈍を行うと磁性にとって好ましくない｛１１１｝方位が強く発達してしまう。そのため一般の電磁鋼板では熱延板組織を再結晶させることにより冷延前の時点でα−ｆｉｂｅｒ方位への集積を和らげ比較的ランダムな方位としておくような工程条件がとられる。また熱延時に鋼板表面での剪断変形に起因して発達する特異な変形集合組織は鋼板表面での歪量が中心層より高くなることから通常の製法では熱延中またはコイル巻取後に再結晶してしまい、その存在による最終製品への効果が顧みられることはなかった。   The mechanism for obtaining the effects of the present invention is considered as follows. That is, the crystal rotation is greatly different from that assumed in normal rolling due to deformation mainly of shear deformation applied to the steel sheet surface layer during hot rolling. Specifically, it is generally considered that the α-fiber orientation is strongly developed by crystal rotation by rolling, and it is preferable for magnetism to further cold-roll this as it is to increase the accumulation in the α-fiber orientation and perform final annealing. No {111} orientation develops strongly. For this reason, in general electrical steel sheets, process conditions are taken such that the accumulation in the α-fiber orientation is moderated and the orientation is relatively random by recrystallizing the hot-rolled sheet structure before cold rolling. In addition, the unique deformation texture that develops due to shear deformation on the surface of the steel sheet during hot rolling causes the amount of strain on the surface of the steel sheet to be higher than that of the central layer. Therefore, the effect on the final product due to its existence was not taken care of.

これに対し、本発明鋼は意識的に熱延中の鋼板表層に付与される剪断変形による歪を保持し、再結晶を抑制することでこれを蓄積し冷延前の鋼板においてその特異な結晶方位を保持させるものである。具体的には｛３１１｝＜２３３＞および｛１１０｝＜００１＞近傍に集積した方位である。これを冷延すると、一般的なランダム方位を起点としたものとは異なった結晶回転が起きる。ｂｃｃ金属では原理的に冷延加工によりα−ｆｉｂｅｒ方位が強く発達するため冷延後の時点では集合組織的な特徴は顕著ではないが、その中には通常の材料にはそれほど強く発達しないα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位の再結晶核が存在し再結晶後に特異なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位が強く発達するという特徴を示すものである。他にもメカニズムは考えられるが、本明細書に記述している鋼板表層に熱延での加工組織が残存したまま冷延を行う方法については上のような機構が強く働いているものと思われる。   In contrast, the steel of the present invention consciously retains the strain due to shear deformation applied to the surface layer of the hot-rolled steel sheet, accumulates it by suppressing recrystallization, and the unique crystal in the steel sheet before cold rolling. The orientation is maintained. Specifically, the orientations are accumulated in the vicinity of {311} <233> and {110} <001>. When this is cold-rolled, crystal rotation different from that of a general random orientation is caused. In bcc metal, the α-fiber orientation is strongly developed by cold rolling in principle, so that the texture characteristic is not remarkable at the time after cold rolling, but among them, α does not develop so strongly in ordinary materials. This indicates a characteristic that a recrystallization nucleus of −fiber ± 20 ° orientation exists and a specific α-fiber ± 20 ° orientation develops strongly after recrystallization. Other mechanisms are conceivable, but the above mechanism seems to work strongly for the method of performing cold rolling while the hot rolled working structure remains on the steel sheet surface layer described in this specification. It is.

次に本発明の効果を顕著に得るため、重要な制限要因である製造条件について説明する。   Next, in order to obtain the effects of the present invention remarkably, manufacturing conditions that are important limiting factors will be described.

本発明による電磁鋼板は、上述した成分からなる溶鋼を鋳造して鋼片とし、熱間圧延し、酸洗し、冷間圧延し、一次再結晶焼鈍、必要に応じて二次再結晶焼鈍することで得ることが可能である。この場合、工程の概略は通常の工程と大きく異なるものではないが、特に、以下のような特徴的な熱延条件により発明の効果を十分に得ることができる。   The electromagnetic steel sheet according to the present invention is a steel slab obtained by casting molten steel comprising the above-described components, hot-rolled, pickled, cold-rolled, and subjected to primary recrystallization annealing and secondary recrystallization annealing as necessary. Can be obtained. In this case, the outline of the process is not greatly different from that of the normal process, but in particular, the effects of the invention can be sufficiently obtained by the following characteristic hot rolling conditions.

特に、熱延で圧延による歪が付与される温度域と付与される歪の量、歪を付与した後の再結晶が起きる可能性がある温度域での保持時間が本発明での重要な要件であって、これを発明範囲内に制御することで本発明の効果を的確に得ることができる。   In particular, the temperature range in which strain due to rolling is imparted by hot rolling, the amount of strain imparted, and the holding time in the temperature range where recrystallization may occur after imparting strain are important requirements in the present invention. And by controlling this within the scope of the invention, the effect of the present invention can be obtained accurately.

温度に関しては、熱間での圧延の大きな部分が、質量％で表される含有元素量により決定されるＦ℃以下の温度範囲で行われることが好ましい。
Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ）・・・・・・・・・・・（式１） Regarding the temperature, it is preferable that a large part of hot rolling is performed in a temperature range of F ° C. or less determined by the amount of contained elements expressed in mass%.
F = 820 + (10 × Si + 50 × Cu + 50 × Nb + 10 × Cr + 5000 × B + 10 × Ni + 20 × Co + 40 × Mo + 20 × Ti) (Equation 1)

この温度域を以下では低温域と呼ぶ。温度範囲が低すぎると圧延が困難となるばかりでなく発明の効果も小さくなり、高すぎると本発明の効果が消失する。圧延温度の下限は熱延工程での圧延により形成される加工組織の再結晶進行を抑制するには低いほうが好ましいが、圧延性の観点から温度範囲の下限は好ましくは５００℃、さらに好ましくは５５０℃、さらに好ましくは６００℃、さらに好ましくは６５０℃である。熱延温度に関しては、通常の熱延板を再結晶させて製造している一般材に比べ温度条件が大きく異なると作業性の面でも問題が発生する。通常、８５０〜９５０℃程度の仕上温度で圧延されている一般材と同チャンスで通板した際の作業性等を考えると、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｎｉ等の再結晶抑制元素を添加し、この程度の温度域で熱延することが好ましい。   This temperature range is hereinafter referred to as a low temperature range. If the temperature range is too low, rolling is not only difficult, but the effect of the invention is reduced, and if it is too high, the effect of the present invention is lost. The lower limit of the rolling temperature is preferably lower in order to suppress the progress of recrystallization of the processed structure formed by rolling in the hot rolling process, but the lower limit of the temperature range is preferably 500 ° C., more preferably 550 from the viewpoint of rollability. ° C, more preferably 600 ° C, more preferably 650 ° C. Regarding the hot rolling temperature, there is a problem in terms of workability if the temperature conditions are significantly different from those of general materials manufactured by recrystallizing ordinary hot rolled sheets. Usually, considering the workability when the sheet is passed at the same chance as a general material rolled at a finishing temperature of about 850 to 950 ° C., recrystallization inhibitor elements such as Cu, Nb, and Ni are added. It is preferable to hot-roll in this temperature range.

温度範囲の上限は好ましくはＦ−４０℃、さらに好ましくはＦ−８０℃、さらに好ましくはＦ−１２０℃である。Ｆ−１５０℃以下であれば本発明の効果を非常に顕著に得ることが可能となる。この温度域で圧延を行えば極端な低速、軽圧下パススケジュールでない限り加工発熱により好ましい温度域を保つことも可能となる。このような低温域での圧延条件は圧延温度と付与する歪量、保持時間に関し、低温域での圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および圧延後の時間ｔ（秒）の関係が、
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０・・・・・・・・・・（式２）
を満たすことが好ましい。これはＴがＦ以上では熱延中に再結晶が進行してしまい好ましい未再結晶組織を得ることが困難になることに対応している。また、圧延により付与する歪が大きいほど再結晶の進行が促進されるためＨが大きいほどＴを低くして再結晶を抑制することが好ましいことを示している。 The upper limit of the temperature range is preferably F-40 ° C, more preferably F-80 ° C, more preferably F-120 ° C. If it is F-150 degrees C or less, it becomes possible to acquire the effect of this invention very notably. If rolling is performed in this temperature range, a preferable temperature range can be maintained by processing heat generation unless it is an extremely low speed and light pressure pass schedule. The rolling conditions in such a low temperature range relate to the rolling temperature, the amount of strain to be applied, and the holding time, and the cumulative strain (logarithmic strain) H, each pass outlet temperature T (° C.) and the time after rolling in the low temperature range. The relationship of t (seconds) is
T <F−H × 10−t × 10 (Equation 2)
It is preferable to satisfy. This corresponds to the fact that when T is F or more, recrystallization proceeds during hot rolling, making it difficult to obtain a preferable non-recrystallized structure. Moreover, since the progress of recrystallization is promoted as the strain applied by rolling increases, it is indicated that it is preferable to suppress T by lowering T as H increases.

ここでｔに関しては、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間、または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間である。これは圧延後の時間の経過とともに再結晶が進行してしまうためで、あるパスで圧延後、次の圧延または水冷開始までに再結晶がおき得る温度域での保持時間が長くなる場合には再結晶を抑制するためＴを低くする必要があることを示している。または言うまでもないことではあるが、言い換えれば再結晶を抑制するためｔを短くする必要性をも同時に示している。   Here, t is the time from rolling to the start of the next rolling pass in the rolling pass excluding the final pass, or in the case of the final pass, the time from the final pass to the start of water cooling. This is because recrystallization proceeds with the passage of time after rolling, so if the holding time in the temperature range where recrystallization can occur before rolling or water cooling after the rolling in a certain pass becomes long. It shows that T needs to be lowered in order to suppress recrystallization. Or, needless to say, in other words, the necessity of shortening t in order to suppress recrystallization is also shown.

このｔに関しては現状設備を使用する場合、最終パスを除くとロールスタンド間隔と圧延速度で一義的に決まってしまうものであり、ロールスタンド間隔の変更は現実的でなく、また圧延速度の変更は生産性にも影響するため制御因子としては制約が大きい。一方で最終パスの場合には水冷開始までの時間であり、条件によっては水冷ノズルの新設等の設備的な対策も必要となるが、一般的には大幅な制御が行われている因子となる。本発明では最終パス後水冷開始までの時間を２秒以下とすることで効果が顕著になる。好ましくは１．５秒以下、さらに好ましくは１．０秒以下、さらに好ましくは０．５秒以下、さらに好ましくは０．２秒以下である。   With regard to t, when using the current equipment, the roll stand interval and the rolling speed are unambiguously determined except for the final pass. Changing the roll stand interval is not realistic, and changing the rolling speed is Since it affects the productivity, the control factor is very limited. On the other hand, in the case of the final pass, it is the time until the start of water cooling, and depending on the conditions, it is necessary to take equipment measures such as newly installing a water cooling nozzle, but in general, it is a factor for significant control. . In the present invention, the effect becomes remarkable by setting the time from the last pass to the start of water cooling to 2 seconds or less. Preferably it is 1.5 seconds or less, More preferably, it is 1.0 second or less, More preferably, it is 0.5 second or less, More preferably, it is 0.2 second or less.

また、熱延板の再結晶進行を抑制するため最終パス後の水冷時の冷却速度を高めることも有効である。好ましくは１０℃／ｓ以上、さらに好ましくは２０℃／ｓ以上、さらに好ましくは４０℃／ｓ以上とする。水冷後の温度はそのままコイルの巻取温度となり、その近傍の温度域で比較的長時間保持されることになるので再結晶抑制のため低くすることが有効である。成分や鋼板に蓄積された歪量等にもよるが、７００℃以下とする。コイル温度は巻取後低下するとは言え、冷却速度は非常に遅く、巻取温度近傍での保持時間は長い場合、数時間以上にも及ぶ。このため純度が高い材料では巻取温度が７００℃に近いと再結晶が十分に進行してしまうことがある。このため好ましくは６５０℃以下、さらに好ましくは６００℃以下、さらに好ましくは５５０℃以下であり、５００℃以下とすればほとんどの場合、再結晶の進行は停止する。   It is also effective to increase the cooling rate during water cooling after the final pass in order to suppress the progress of recrystallization of the hot-rolled sheet. Preferably it is 10 degrees C / s or more, More preferably, it is 20 degrees C / s or more, More preferably, you may be 40 degrees C / s or more. The temperature after water cooling becomes the coil winding temperature as it is, and is maintained for a relatively long time in the temperature range in the vicinity thereof. Therefore, it is effective to lower the temperature in order to suppress recrystallization. Although it depends on the components and the amount of strain accumulated in the steel sheet, it is 700 ° C. or lower. Although the coil temperature decreases after winding, the cooling rate is very slow, and when the holding time near the winding temperature is long, it reaches several hours or more. For this reason, when the coiling temperature is close to 700 ° C. with a high purity material, recrystallization may proceed sufficiently. For this reason, it is preferably 650 ° C. or lower, more preferably 600 ° C. or lower, more preferably 550 ° C. or lower, and if it is 500 ° C. or lower, in most cases, the progress of recrystallization stops.

このように書くと難しいように思われるが、要は鋼板の再結晶を抑えることが必要で、高歪量、高温、長時間の条件で再結晶が起きやすくなるという一般的な知見を元にして条件を決定するだけのことである。この条件はパススケジュールや熱延板厚等の製品仕様、用途に応じた鋼成分などが変化すると変わるものであるため一概に規定することは不可能で、目安として（式１）を含む、上の条件を提示しているが、通常のメタラジー知識を有する当業者であれば、数度の試行の後に、各仕様、用途毎に容易に条件を決定できる程度のものである。   Although it seems difficult to write in this way, the main point is that it is necessary to suppress recrystallization of the steel sheet, and based on the general knowledge that recrystallization occurs easily under conditions of high strain, high temperature, and long time. Just determine the conditions. These conditions change when the product specifications such as pass schedule, hot-rolled sheet thickness, etc., and the steel composition according to the application change, so it is impossible to define them unconditionally, including (Equation 1) as a guideline. However, a person skilled in the art having ordinary metallurgy knowledge can easily determine the conditions for each specification and application after several trials.

また、特に、低温域の熱延で付与される歪の種類も本発明での重要な要件となる。歪は剪断歪が大きいことが必要で、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である必要がある。好ましくは０．３以上、さらに好ましくは０．４以上、さらに好ましくは０．６以上、さらに好ましくは０．８以上、さらに好ましくは１．０以上である。このように圧延温度と剪断歪を制御することで単に低温で圧延した場合や、圧延温度の考慮なしに大きな歪を付与した場合には得ることができなかった非常に特異な効果を得ることが可能となる。ここで述べた圧延温度及び圧延歪に関する条件を以下では「低温域での剪断歪条件」と呼ぶ。「低温域での剪断歪条件」に関し、特に歪に関する条件については熱延中にその歪が付与された際の熱延中の板の表層で満足している必要がある。これらは実測することも可能であるが手間がかかるため有限要素法等の一般的に認知されている数値計算によることも可能である。一般的には温度や歪は板厚方向に分布を有しており、本発明が規定する剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）の値は板厚方向での位置により異なるものになることが通常である。この分布を考慮した場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことが好ましい。   In particular, the kind of strain imparted by hot rolling in a low temperature region is also an important requirement in the present invention. The strain needs to have a large shear strain, and the shear strain or shear strain at the steel sheet surface layer / (sheet thickness direction compressive strain) needs to be 0.2 or more. Preferably it is 0.3 or more, More preferably, it is 0.4 or more, More preferably, it is 0.6 or more, More preferably, it is 0.8 or more, More preferably, it is 1.0 or more. By controlling the rolling temperature and shear strain in this way, it is possible to obtain a very specific effect that could not be obtained when rolling at low temperature or when applying a large strain without considering the rolling temperature. It becomes possible. The conditions relating to the rolling temperature and the rolling strain described here are hereinafter referred to as “shear strain conditions in a low temperature region”. With regard to “shear strain conditions in a low temperature region”, in particular, regarding the conditions regarding strain, it is necessary to satisfy the surface layer of the plate during hot rolling when the strain is applied during hot rolling. Although these can be actually measured, since it takes time, it is also possible to use a generally recognized numerical calculation such as a finite element method. Generally, temperature and strain have a distribution in the plate thickness direction, and the value of shear strain or shear strain / (plate thickness direction compressive strain) specified by the present invention varies depending on the position in the plate thickness direction. It is normal to be. In consideration of this distribution, it is preferable that the region satisfying the “shear strain condition in the low temperature region” reaches 10% or more of the total plate thickness in the plate thickness during rolling.

さらに好ましくは２０％以上、さらに好ましくは２５％以上であり、特に限定されるものではないが、板の表面および裏面の歪または温度分布が板厚中心に関し対称となっている場合には、表層２５％以上は、全板厚では５０％以上を意味するものとなり、十分な効果を得ることが可能となる。さらに好ましくは３０％以上、さらに好ましくは４０％以上であり、全板厚がこの条件を満足することが好ましいことは言うまでもない。   More preferably, it is 20% or more, more preferably 25% or more, and there is no particular limitation, but when the strain or temperature distribution on the front and back surfaces of the plate is symmetrical with respect to the center of the plate thickness, the surface layer 25% or more means 50% or more in the total thickness, and a sufficient effect can be obtained. More preferably, it is 30% or more, more preferably 40% or more, and it is needless to say that the total thickness preferably satisfies this condition.

このような「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪を生ずる圧延パスはそのパスでの摩擦係数、ロール径等を変化させることで制御することが可能であるが、本発明では、摩擦係数が０．０５以上、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下を満たして行われることが好ましい。摩擦係数はさらに好ましくは０．１０以上、さらに好ましくは０．１５以上、さらに好ましくは０．２０以上、さらに好ましくは０．２５以上、さらに好ましくは０．３０以上、さらに好ましくは０．４０以上、さらに好ましくは０．５０以上である。また圧延ワークロールの直径はさらに好ましくは６００ｍｍ以下、さらに好ましくは５００ｍｍ以下、さらに好ましくは４００ｍｍ以下、さらに好ましくは３００ｍｍ以下、さらに好ましくは２５０ｍｍ以下である。   A rolling pass that generates a shear strain that satisfies such a “shear strain condition in a low temperature range” can be controlled by changing a friction coefficient, a roll diameter, and the like in the pass. It is preferable that the friction coefficient is 0.05 or more and the diameter of the rolled work roll is 700 mm or less. The friction coefficient is more preferably 0.10 or more, more preferably 0.15 or more, further preferably 0.20 or more, more preferably 0.25 or more, more preferably 0.30 or more, and further preferably 0.40 or more. More preferably, it is 0.50 or more. The diameter of the rolled work roll is more preferably 600 mm or less, further preferably 500 mm or less, more preferably 400 mm or less, further preferably 300 mm or less, and further preferably 250 mm or less.

また本発明では条件は特に限定しないが、圧延時の上下ロールの回転速度に差をつける、いわゆる「異周速圧延」によって剪断歪を付与することも可能である。この場合にも本発明の効果を得るには温度や歪量などは本発明の範囲内にあることが必要であることは言うまでもない。このような異周速圧延は一般的な圧延操業では行われているものではないが、剪断歪を制御する技術としてその効果はよく知られているものであり、本発明で目的とする特性への影響としては上述のように本発明で条件を詳細に記述している熱延条件の制御と同様の変化、効果を及ぼすことが期待できる。異周速圧延においては原理的によく知られているように周速差を大きくするほど効果も大きくなることは言うまでもない。   In the present invention, the conditions are not particularly limited, but it is also possible to impart shear strain by so-called “different circumferential speed rolling” that makes a difference in the rotational speed of the upper and lower rolls during rolling. In this case as well, it goes without saying that the temperature, the amount of strain, and the like must be within the scope of the present invention in order to obtain the effects of the present invention. Such different peripheral speed rolling is not carried out in a general rolling operation, but its effect is well known as a technique for controlling shear strain, and to the target characteristics in the present invention. As described above, as described above, it can be expected to exert the same changes and effects as the control of the hot rolling conditions in which the conditions are described in detail in the present invention. Needless to say, in different peripheral speed rolling, the effect increases as the peripheral speed difference increases, as is well known in principle.

本発明では「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の歪速度、複数回で付与する場合の積算値、時間的な間隔が重要な意味を有する。通常は連続的な多パスの圧延で歪が付与されるのでこれを想定して以下に記述する。「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスについて各圧延パスの歪速度が１０／ｓ以上であることが好ましい。さらに好ましくは２０／ｓ以上、さらに好ましくは４０／ｓ以上、さらに好ましくは８０／ｓ以上、さらに好ましくは１２０／ｓ以上、さらに好ましくは１８０／ｓ以上、さらに好ましくは２６０／ｓ以上である。また「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回行われる場合、「低温域での剪断歪条件」を満足する剪断歪の累計が０．６以上となると発明の効果が特に著しい。さらに好ましくは０．８以上、さらに好ましくは１．０以上、さらに好ましくは１．５以上、さらに好ましくは２．０以上、さらに好ましくは２．５以上、さらに好ましくは３．０以上、さらに好ましくは３．３以上、さらに好ましくは３．５以上である。さらに「低温域での剪断歪条件」を満足する圧延パスが複数回かつ連続して行われる場合、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることが好ましい。さらに好ましくは３．０秒以下、さらに好ましくは２．０秒以下、さらに好ましくは１．０秒以下、さらに好ましくは０．５秒以下である。これらの歪を付与する条件が影響を及ぼす原因は明確ではないが、低温域とは言えこの温度域では圧延中または直後に回復、再結晶が少なからず進行するため本発明が目的とする歪の蓄積や結晶回転が効率的に起きなくなるためと考えられる。特に、近年の材料のように極低Ｃ、Ｎ、Ｓ化に加え、ＴｉやＣｕ等のトランプエレメントまでも含めて高純度化された材料では、回復、再結晶挙動が従来材以上に早く起きるようになるためこのような考慮が重要になる。   In the present invention, the strain rate of the shear strain that satisfies the “shear strain condition in a low temperature range”, the integrated value when applied multiple times, and the time interval are important. Usually, since distortion is given by continuous multi-pass rolling, this will be described below. It is preferable that the strain rate of each rolling pass is 10 / s or more with respect to the rolling pass satisfying the “shear strain condition in a low temperature region”. More preferably, it is 20 / s or more, More preferably, it is 40 / s or more, More preferably, it is 80 / s or more, More preferably, it is 120 / s or more, More preferably, it is 180 / s or more, More preferably, it is 260 / s or more. Further, when the rolling pass satisfying the “shear strain condition in the low temperature region” is performed a plurality of times, the effect of the invention is particularly effective when the total number of shear strains satisfying the “shear strain condition in the low temperature region” is 0.6 or more. It is remarkable. More preferably 0.8 or more, more preferably 1.0 or more, more preferably 1.5 or more, further preferably 2.0 or more, more preferably 2.5 or more, more preferably 3.0 or more, further preferably Is 3.3 or more, more preferably 3.5 or more. Furthermore, when rolling passes that satisfy the “shear strain condition in a low temperature region” are performed a plurality of times and continuously, the time between the rolling passes is preferably 4.0 seconds or less. More preferably, it is 3.0 seconds or less, More preferably, it is 2.0 seconds or less, More preferably, it is 1.0 second or less, More preferably, it is 0.5 second or less. Although the cause of the influence of the conditions for imparting these strains is not clear, although it is in the low temperature range, the recovery and recrystallization proceed at least during or immediately after rolling in this temperature range. This is probably because accumulation and crystal rotation do not occur efficiently. In particular, in addition to ultra-low C, N, and S, as in recent materials, high-purity materials including Ti and Cu and other trump elements cause recovery and recrystallization behavior faster than conventional materials. Such consideration is important.

本発明鋼は上述の低温域での圧延により鋼板表層で特異な結晶回転を起こすことで、特異な集合組織を有するものとなるが、これより高温の温度域で圧延歪を適当量付与することで表面の凹凸（以下「リジング」と記す）を抑制するという重要な効果も発揮する。リジングが大きくなると、いわゆる占積率が低下し、鉄心としての使用時に、素材特性を発揮できなくなる。この効果は特に（式１）による、Ｆ℃をわずかに超える温度域で圧下することで好ましい作用を発揮する。この温度域を以下では中温域と呼ぶ。この温度はＦ℃を超える温度であるが、後述のようにあまりに高温だと効果が小さくなるので注意が必要である。好ましくはＦ＋１５０℃以下、さらに好ましくはＦ＋１００℃以下、さらに好ましくはＦ＋５０℃以下である。この中温域で付与される歪を３．０以下とする。ただし、本発明の効果はあくまでも低温域での大きな歪によって発現するものであるから、中音域での歪が低温域での歪を上回らないことが好ましい。歪量は好ましくは２．０以下、さらに好ましくは１．５以下、さらに好ましくは１．０以下、さらに好ましくは０．５以下である。下限は最終製品の異方性をより小さくするとともに特に非変態鋼で問題となるリジングを抑制するため好ましくは０．１以上、さらに好ましくは０．２以上、さらに好ましくは０．３以上とする。さらに中温域での圧延を複数回のパスで行う場合は、１パスあたりの平均歪は０．６以下、好ましくは０．５以下、さらに好ましくは０．４以下とする。また、これらの好ましい範囲は高温域での圧延のパス間時間にも依存し、各パス間時間を４．０秒以上とすることが好ましい。これらの条件の一つを満足すれば、リジング低減の効果を得ることができるが、二つ以上の条件を満足すれば、効果がより顕著になることは言うまでもない。   The steel of the present invention has a specific texture by causing a specific crystal rotation in the steel sheet surface layer by rolling in the low temperature range described above, but imparts an appropriate amount of rolling strain in a higher temperature range than this. It also has an important effect of suppressing surface irregularities (hereinafter referred to as “ridging”). When the ridging is increased, the so-called space factor decreases, and the material characteristics cannot be exhibited when used as an iron core. This effect exerts a preferable effect by reducing the temperature in a temperature range slightly exceeding F ° C. according to (Equation 1). Hereinafter, this temperature range is referred to as an intermediate temperature range. Although this temperature exceeds F ° C., it is necessary to be careful because the effect is reduced when the temperature is too high as will be described later. Preferably it is F + 150 degrees C or less, More preferably, it is F + 100 degrees C or less, More preferably, it is F + 50 degrees C or less. The strain applied in this intermediate temperature range is set to 3.0 or less. However, since the effect of the present invention is manifested by a large distortion in the low temperature range, it is preferable that the distortion in the mid range does not exceed the distortion in the low temperature range. The amount of strain is preferably 2.0 or less, more preferably 1.5 or less, still more preferably 1.0 or less, and still more preferably 0.5 or less. The lower limit is preferably 0.1 or more, more preferably 0.2 or more, more preferably 0.3 or more in order to make the anisotropy of the final product smaller and to suppress ridging that is a problem particularly in non-transformed steel. . Further, when rolling in the middle temperature region is performed by a plurality of passes, the average strain per pass is 0.6 or less, preferably 0.5 or less, more preferably 0.4 or less. These preferable ranges also depend on the time between passes of rolling in a high temperature range, and the time between passes is preferably 4.0 seconds or more. If one of these conditions is satisfied, the effect of reducing ridging can be obtained, but it goes without saying that the effect becomes more remarkable if two or more conditions are satisfied.

この中温域で付与する歪は鋳造時に形成される柱状組織に起因する集合組織を破壊し、その後、ただちに低温域で圧延されることで、従来技術で問題とされていたリジング、結晶模様といった表面欠陥を回避する効果を有する。   This strain applied in the middle temperature range destroys the texture caused by the columnar structure formed during casting, and then immediately rolls in the low temperature range, so that the surface such as ridging and crystal patterns that have been problematic in the prior art It has the effect of avoiding defects.

本発明法がリジング低減に有効であるメカニズムは明確ではないが、以下のように考えられる。すなわち、中温域での圧延条件を再結晶がわずかに起きる条件とし、実質的に低温域での圧延が始まる前の結晶組織を微細にすることが一因と思われる。さらに、この中温域での圧延が完了した微細組織を、低温域で剪断歪により特殊な変形を付与することで、リジングの原因となる類似結晶方位の空間的な偏在、コロニーと呼ばれるものが破壊されるものと思われる。このリジング抑制効果は特に非変態鋼である高Ｓｉ系材料では非常に好ましいもので、従来技術では実現できなかったもので、｛４１１｝＜１４８＞方位に代表される方位への集積を高めた本発明鋼に特徴的な効果である。   The mechanism by which the method of the present invention is effective for reducing ridging is not clear, but is considered as follows. That is, it seems that one of the causes is that the rolling conditions in the middle temperature range are the conditions under which recrystallization occurs slightly, and the crystal structure before the rolling in the low temperature range starts substantially fine. Furthermore, by applying a special deformation to the microstructure that has been rolled in the middle temperature range by shear strain in the low temperature range, spatial uneven distribution of similar crystal orientations that cause ridging, what is called a colony is destroyed. It seems to be done. This ridging suppression effect is very favorable especially for high Si-based materials that are non-transformed steels, and could not be realized by the prior art, and increased integration in orientations represented by the {411} <148> orientation. This is a characteristic effect of the steel of the present invention.

上のような現象の発現は付与される歪量に依存するため熱延前の鋼片の厚みがある程度以上必要となる。本発明では熱延前の鋼片の厚さを２０ｍｍ以上とする。好ましくは５０ｍｍ以上、好ましくは１００ｍｍ以上、さらに好ましくは１５０ｍｍ以上、さらに好ましくは２００ｍｍ以上である。鋼片の厚さが２０ｍｍ以下の場合は本発明範囲内の低温大圧下の熱延を行ったとしても、鋳造時の凝固に伴い形成される柱状組織に起因する｛１００｝集合組織が残存し、本発明で特徴的な集合組織の効果を発揮できなくなる。この原因は明確ではないが、柱状組織に起因する非常に強い面内異方性を有する｛１００｝方位を破壊するには本発明が特徴とする低温域での歪量が発明範囲内であったとしても十分なものとは言えず、熱延トータルでの大きな歪が必要なためと考えられる。   Since the above phenomenon depends on the amount of strain applied, the thickness of the steel slab before hot rolling is required to some extent. In this invention, the thickness of the steel piece before hot rolling shall be 20 mm or more. Preferably it is 50 mm or more, Preferably it is 100 mm or more, More preferably, it is 150 mm or more, More preferably, it is 200 mm or more. When the thickness of the steel slab is 20 mm or less, even when hot rolling under low temperature and high pressure within the scope of the present invention is performed, {100} texture resulting from the columnar structure formed with solidification during casting remains. The texture effect characteristic of the present invention cannot be exhibited. The cause of this is not clear, but the amount of strain in the low temperature range, which is a feature of the present invention, is within the scope of the invention in order to destroy the {100} orientation having very strong in-plane anisotropy caused by the columnar structure. Even if this is not sufficient, it is considered that a large strain is required in the total hot rolling.

鋼片の製造工程は特に限定しないが、通常の溶製工程から連続鋳造で製造されることが現状ではコスト面から最良である。また、熱間圧延時のスラブの加熱温度は１１００℃以下とすることが好ましい。これは析出物、特に硫化物、窒化物を粗大化させ無害化し鉄損を低減するのに効果的であるとともに、本発明の特徴である低温圧延に好ましい熱履歴となるからである。つまり、通常の熱延条件のように１１００℃以上でスラブを加熱してしまうと本発明で必要な圧延の大部分が低温域で行われるような熱履歴をとろうとすると、加熱炉からスラブを取り出した後、冷却を行う必要が生じ、コスト、生産性を阻害することになるためである。好ましくは１０５０℃以下、さらに好ましくは１０００℃以下とする。   The manufacturing process of the steel slab is not particularly limited, but it is best from the viewpoint of cost that it is manufactured by continuous casting from a normal melting process. Moreover, it is preferable that the heating temperature of the slab at the time of hot rolling shall be 1100 degrees C or less. This is because the precipitates, particularly sulfides and nitrides are coarsened to be harmless and effective in reducing iron loss, and the thermal history is favorable for low temperature rolling, which is a feature of the present invention. In other words, if the slab is heated at 1100 ° C. or higher as in normal hot rolling conditions, the slab is removed from the heating furnace to obtain a heat history such that most of the rolling required in the present invention is performed in a low temperature range. This is because it is necessary to perform cooling after taking out, which hinders cost and productivity. Preferably it is 1050 degrees C or less, More preferably, it is 1000 degrees C or less.

熱延以降の工程としては未再結晶組織が残存したまま冷延が行われる必要があり、一般的に一部の材料で行われる熱延板焼鈍はあえて行う必要はない。通板性の改善など何らかの必要性があって温度を上げる場合には５００℃以上に昇温しなければ再結晶が進行し本発明の効果が失われる心配は無用である。冷延、焼鈍は通常と同様に行えばよい。冷間圧延の後は通常のセミプロセス電磁鋼板と同様の工程で再結晶焼鈍、皮膜形成等が行われる。これらの条件は本発明の効果に関して特に限定されるものではないが、上記の熱延条件を適用した場合、冷延率は５０％以上とすることが磁束密度の向上の観点からは好ましい。冷延率があまりに低いと本発明で特徴的な集合組織の発達が起こり難い場合がある。   As a process after hot rolling, it is necessary to perform cold rolling with an unrecrystallized structure remaining, and it is not necessary to dare to perform hot-rolled sheet annealing generally performed with some materials. When the temperature is raised due to some necessity such as improvement of the plate passing property, it is unnecessary to worry that recrystallization proceeds and the effect of the present invention is lost unless the temperature is raised to 500 ° C. or higher. Cold rolling and annealing may be performed as usual. After cold rolling, recrystallization annealing, film formation, etc. are performed in the same process as a normal semi-process electrical steel sheet. These conditions are not particularly limited with respect to the effects of the present invention, but when the above hot rolling conditions are applied, the cold rolling rate is preferably 50% or more from the viewpoint of improving the magnetic flux density. If the cold rolling rate is too low, the texture development characteristic of the present invention may hardly occur.

本発明の効果は磁束密度の向上、鉄損の低減や応力感受性も改善する。これらは基本的には本発明における集合組織の改善による効果と考えられる。例えば本発明により主としてヒステリシス損が改善するが、磁束密度が３％改善するとヒステリシス損が１０％程度低減する。この値は鋼種や製造条件にも依存するが、磁束密度０．０５Ｔの改善により約０．２Ｗ／ｋｇ低減する効果に相当する。また本発明鋼は特に鋼板表層の特性が改善されるため、鋼板表層部の特性の寄与が大きくなる高周波特性においてより好ましい効果を発揮する。さらには再結晶抑制元素として添加したＣｕ，Ｎｂ，Ｎｉ等は固溶強化に加え、析出強化等の効果を発揮するものもあり、高強度電磁鋼板としても有効なものとなる。   The effects of the present invention improve magnetic flux density, reduce iron loss and improve stress sensitivity. These are basically considered to be the effects of the texture improvement in the present invention. For example, the hysteresis loss is mainly improved by the present invention, but when the magnetic flux density is improved by 3%, the hysteresis loss is reduced by about 10%. Although this value depends on the steel type and manufacturing conditions, it corresponds to the effect of reducing the magnetic flux density by 0.05 T by reducing the magnetic flux density by 0.05 T. In addition, since the steel of the present invention is improved particularly in the properties of the steel sheet surface layer, it exhibits a more favorable effect in the high-frequency characteristics in which the contribution of the properties of the steel sheet surface layer portion becomes large. Further, Cu, Nb, Ni and the like added as recrystallization inhibiting elements exhibit effects such as precipitation strengthening in addition to solid solution strengthening, and are effective as high-strength electrical steel sheets.

本発明では鋼板特性の特徴を４５°方向の特性が優れるとしているが、厳密には最も良好な特性は４５°方向ではなく、これからずれたものになることも考えられる。これは磁気特性が本発明で特徴的なα−ｆｉｂｅｒ±２０°方位以外にも様々な方位を有する鋼板内の全ての結晶の影響によるものであることから当然であるが、それによって発明の効果が全く得られなくなったり逆になるようなものではなく影響は小さく、本発明では代表的に４５°方向特性が優れるとの記述をしているものである。   In the present invention, the characteristic of the steel sheet characteristic is that the characteristic in the 45 ° direction is excellent. However, strictly speaking, the best characteristic is not in the 45 ° direction but may be deviated from this. This is natural because the magnetic properties are due to the influence of all the crystals in the steel sheet having various orientations other than the α-fiber ± 20 ° orientation characteristic of the present invention. However, the influence is small, and the present invention describes that the 45 ° direction characteristic is typically excellent.

また、特徴を記述する特性を「誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度」すなわちＢ0、Ｂ45、Ｂ90で行っているが、これ以外の特性での記述も可能なものである。例えば誘起電流密度が異なる場合の磁束密度で規定することも可能で、この場合、当然のことながら規定する値の絶対値等も異なることになる。さらに磁束密度ではなく鉄損や磁歪などによっても発明の効果を評価することも可能である。磁束密度が最高の方向では、鉄損は最低値を示すなど、対象とする特性によっては絶対値の高低が逆になる場合もある。これらの特性は互いに密接に関連し定性的な関連は公知であり、一般的な知識を有する当業者であれば容易に想定できる程度のもので「誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度」で評価した本発明と本質的に同様のものに過ぎないものである。 The characteristics describing the characteristics are “magnetic flux density in the direction of 0 °, 45 °, 90 ° from the rolling direction when the induced current density is 5000 A / m”, that is, B 0 , B 45 , B 90. It is possible to describe other characteristics. For example, it can be defined by the magnetic flux density when the induced current density is different. In this case, naturally, the absolute value of the defined value is also different. Furthermore, the effect of the invention can be evaluated not by the magnetic flux density but by iron loss, magnetostriction, and the like. Depending on the target characteristics, the magnitude of the absolute value may be reversed, for example, the iron loss shows the lowest value in the direction in which the magnetic flux density is highest. These characteristics are closely related to each other and qualitative relations are well known, and can be easily assumed by those skilled in the art having general knowledge. “Rolling when the induced current density is 5000 A / m” This is essentially the same as the present invention evaluated by “the magnetic flux density in the directions of 0 °, 45 °, and 90 ° from the direction”.

磁気特性は５５ｍｍ×５５ｍｍの大きさのサンプルでコイルの圧延方向から０°、４５°、９０°の方向について特性を測定した。磁束密度は通常用いられるＢ５０およびＷ１５／５０で評価した。Ｂ0、Ｂ45、Ｂ90、Ｂaveはそれぞれ０°、４５°、９０°の方向の磁束密度、および｛（０°特性）＋２×（４５°特性）＋（９０°特性）｝／４で得られる面内平均磁束密度を意味する。集合組織はサンプルの表層１／８部位および中心部についてＸ線により測定し、三次元ベクトル法で解析した。 The magnetic characteristics were measured in the direction of 0 °, 45 °, and 90 ° from the coil rolling direction with a sample having a size of 55 mm × 55 mm. Magnetic flux density was evaluated by B50 and W15 / 50 which are usually used. B 0 , B 45 , B 90 , and Bave are magnetic flux densities in directions of 0 °, 45 °, and 90 °, respectively, and {(0 ° characteristic) + 2 × (45 ° characteristic) + (90 ° characteristic)} / 4. It means the in-plane average magnetic flux density obtained. The texture was measured by X-ray at the surface 1/8 site and the center of the sample and analyzed by a three-dimensional vector method.

表１に示す成分の鋼を溶製し、連鋳スラブとなし、さらに表２、表３（表２につづき）に示す条件で熱間圧延、酸洗、冷延、連続焼鈍し製品とし特性評価した。熱延は粗熱延６パス、仕上熱延６または７パスで行い、各パスについて本発明製造法への適合を評価した。   Steels with the components shown in Table 1 are melted into continuous cast slabs, and hot rolled, pickled, cold rolled and continuously annealed under the conditions shown in Tables 2 and 3 (continued from Table 2). evaluated. Hot rolling was performed by rough hot rolling 6 passes and finishing hot rolling 6 or 7 passes, and each pass was evaluated for suitability for the production method of the present invention.

表中で、請求項１５に関する条件判定（「低温域での剪断歪条件」の判定）、請求項１６に関する剪断領域厚さに関する判定、請求項１９に関する剪断歪速度、請求項２１に関する累計剪断歪は、FEM計算により判定を行った。FEM計算は、圧延される鋼材を板厚方向に２０等分したモデルを用い、ロール径や温度などのパス条件において行った。判定は表層１／４位置に相当する部位についての結果で行った。通常の条件であれば、これより表層側で判定すれば、剪断歪量が多くなり、本発明条件を満足しやすくなり、中心側で判定すれば、剪断歪量が少なくなるため、本発明条件を満足し難くなるものである。本発明では、実際に製造された板の板厚方向での集合組織変化と、特性に及ぼす影響を考え、板厚の１／４位置で判定した。   In the table, the condition determination relating to claim 15 (determination of “shear strain condition in low temperature range”), the determination relating to the shear region thickness relating to claim 16, the shear strain rate relating to claim 19, and the cumulative shear strain relating to claim 21. Was determined by FEM calculation. The FEM calculation was performed under a pass condition such as a roll diameter and a temperature using a model in which a steel material to be rolled was divided into 20 equal parts in the plate thickness direction. The determination was made based on the results for the part corresponding to the position of the surface layer 1/4. If it is a normal condition, if it is judged on the surface layer side from this, the amount of shear strain will increase, it will be easier to satisfy the conditions of the present invention, and if judged on the center side, the amount of shear strain will be small, so the conditions of the present invention It will be difficult to satisfy. In the present invention, the texture change in the thickness direction of the actually manufactured plate and the influence on the characteristics are considered, and the determination is made at a 1/4 position of the plate thickness.

鉄損は磁束密度と逆相関を示すことがよく知られており各方向についての表示を省き、｛（０°特性）＋２×（４５°特性）＋（９０°特性）｝／４で得られる面内平均値を示した。占積率は、製造した鋼板を一定の面積に切断したものを１００枚重ね、重量を測定し、さらに重ねた方向に０．４ｋｇ／ｃｍ2の圧力を掛けた時の積み厚さを求め、重量、積み高さ、鋼板面積、また、別途測定した鋼板の密度から、求めた。９５％未満では製品としては不都合を生じるようになる。 It is well known that the iron loss shows an inverse correlation with the magnetic flux density, and the display in each direction is omitted, and {(0 ° characteristic) + 2 × (45 ° characteristic) + (90 ° characteristic)} / 4 is obtained. In-plane average values are shown. The space factor is obtained by stacking 100 sheets of steel plates that have been cut into a certain area, measuring the weight, and determining the stack thickness when a pressure of 0.4 kg / cm 2 is applied in the direction of stacking, It calculated | required from the density of the steel plate measured separately from the weight, the stacking height, and the steel plate area. If it is less than 95%, the product is inconvenient.

表の結果から、本発明範囲内にある鋼板は、本発明に特徴的な集合組織制御がなされ、その結果としてセミプロセス電磁鋼板としての特性が向上する。   From the results of the table, the steel sheet within the scope of the present invention is subjected to texture control characteristic of the present invention, and as a result, the characteristics as a semi-process electrical steel sheet are improved.

特性の向上は、同じ成分で請求項１、２の集合組織的な特徴を満足していないもの、すなわち、実施例では請求項１５に関する条件１を満足していない鋼板との比較から、明確である。また、占積率も集合組織制御を行っていない比較材と同等以上で、特に、中温域での圧下条件の効果が明確に現れている。   The improvement in the characteristics is clear from the comparison with a steel sheet that does not satisfy the textured features of claims 1 and 2 with the same component, that is, the example does not satisfy condition 1 with respect to claim 15. is there. Further, the space factor is equal to or higher than that of the comparative material not subjected to texture control, and the effect of the reduction condition in the middle temperature region is clearly apparent.

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Claims (26)

質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるセミプロセス電磁鋼板のうち、製品板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度／｛４１１｝＜０１１＞方位の集積強度≧４．０かつ｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度≧４．０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 In mass%, C: 0.040% or less, Si: 0.05 to 6.5%, Mn: 3.0% or less, Al: 3.5% or less, S: 0.055% or less, P: 0 .25% or less, N: see contains 0.040% or less, of the semi-process electrical steel sheet and the balance Fe and unavoidable impurities, {411} at the site of the surface layer 1/4 or above the surface layer side of the product sheet <148> orientation of the integrated intensity / {411} <011> orientation of the integrated intensity ≧ 4.0 and {411} <148> orientation features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that satisfies the integrated intensity ≧ 4.0 in. 質量％で、Ｃ：０．０４０％以下、Ｓｉ：０．０５〜６．５％、Ｍｎ：３．０％以下、Ａｌ：３．５％以下、Ｓ：０．０５５％以下、Ｐ：０．２５％以下、Ｎ：０．０４０％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなるセミプロセス電磁鋼板のうち、鋼板表層１／４またはそれより表層側の部位において＜４１１＞／／ＮＤ方位の集積強度の板面内の方位分布について極大値が４個以上存在することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 In mass%, C: 0.040% or less, Si: 0.05 to 6.5%, Mn: 3.0% or less, Al: 3.5% or less, S: 0.055% or less, P: 0 .25% or less, N: 0.040% or less only contains, among semi-process electrical steel sheet and the balance Fe and unavoidable impurities, <411> at the site of the steel sheet surface layer 1/4 or more surface side // ND features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that maximum values for the orientation distribution in the plate surface of the integrated intensity of orientation are present four or more. 請求項１または２記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４またはそれより表層側の部位において｛１１１｝＜２１１＞方位の集積強度≦２．０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 Of claim 1 or 2 steel sheet according, features and to Rousset Mi to meet the integrated intensity ≦ 2.0 {111} <211> orientation at the site of the surface layer 1/4 or above the surface layer side of the product sheet Process electrical steel sheet. 請求項１〜３のいずれかの項に記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が鋼板板厚中心での集積強度の２倍以上となっていることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 Among the steel plates according to any one of claims 1 to 3, the integrated strength of {411} <148> orientation at the surface layer 1/4 position of the product plate or the surface layer side thereof is at the center of the steel plate thickness. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is twice or more integrated intensity of. 請求項１〜４のいずれかの項に記載の鋼板のうち、（Ｂ0＋Ｂ90）／２−Ｂ45≦０．０４０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から０°、４５°、９０°方向の磁束密度／ＴをＢ0、Ｂ45、Ｂ90とする。 Of steel sheet according to any one of claims 1~4, (B 0 + B 90 ) / 2-B 45 , wherein the to Rousset Mi process electrical steel sheet that satisfies the ≦ 0.040.
Here, for each variable, B 0 , B 45 , and B 90 are the magnetic flux densities / T in the 0 °, 45 °, and 90 ° directions from the rolling direction when the induced current density is 5000 A / m. 請求項１〜５のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｃｕ＋Ｎｂ＋Ｃｒ＋Ｂ＋Ｎｉ＋Ｃｏ＋Ｍｏ＋Ｔｉ：０．２〜８．０％であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 Of steel sheet according to any one of claims 1 to 5, in mass%, Cu + Nb + Cr + B + Ni + Co + Mo + Ti: characteristics and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is 0.2 to 8.0 percent. 請求項１〜６のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｃｕ：０．２〜８．０％、Ｎｂ：０．１〜４．０％、Ｃｒ：１．０〜１５．０％、Ｂ：０．００２０〜０．０１５０％、Ｎｉ：０．２〜８．０％、Ｃｏ：０．２〜８．０％、Ｍｏ：０．２〜８．０％、Ｔｉ：０．２〜２．０％のいずれか一種以上を含有することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 Among the steel plates according to any one of claims 1 to 6, in mass%, Cu: 0.2 to 8.0%, Nb: 0.1 to 4.0%, Cr: 1.0 to 15 0.0%, B: 0.0020 to 0.0150%, Ni: 0.2 to 8.0%, Co: 0.2 to 8.0%, Mo: 0.2 to 8.0%, Ti: features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that contains any one or more 0.2 to 2.0%. 請求項１〜７のいずれかの項に記載の鋼板のうち、質量％で、Ｗ，Ｓｎ，Ｓｂ，Ｍｇ，Ｃａ，Ｃｅ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．５％以下含有することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 The steel plate according to any one of claims 1 to 7, wherein the steel sheet contains one or more of W, Sn, Sb, Mg, Ca, Ce, and REM in mass% and 0.5% or less in total. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet to be. 請求項１〜８のいずれかの項に記載の鋼板のうち、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、製品板の表層１／４位置またはそれより表層側の位置での｛４１１｝＜１４８＞方位の集積強度が２倍以上となっていることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。ここでＦは、
Ｆ＝８２０＋（１０×Ｓｉ＋５０×Ｃｕ＋５０×Ｎｂ＋１０×Ｃｒ＋５０００×Ｂ＋１０×Ｎｉ＋２０×Ｃｏ＋４０×Ｍｏ＋２０×Ｔｉ）、である。 The steel sheet according to any one of claims 1 to 8, wherein the steel layer has the same steel composition and a hot rolling total rolling pass is performed at a temperature not lower than F ° C. position or from the feature and be Rousset Mi process electrical steel sheet that {411} <148> orientation of the integrated intensity at the position of the surface layer is equal to or greater than 2-fold. Where F is
F = 820 + (10 × Si + 50 × Cu + 50 × Nb + 10 × Cr + 5000 × B + 10 × Ni + 20 × Co + 40 × Mo + 20 × Ti). 請求項１〜９のいずれかの項に記載の鋼板のうち、鋼成分が同じでかつ熱延の全圧延パスがＦ℃以上で行われた鋼板との比較において、Ｂ45−Ｂ’45≧０．０３０を満たすことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。
ここで各変数は誘起電流密度を５０００Ａ／ｍとした時の圧延方向から４５°方向の磁束密度／ＴをＢ45とする。Ｂは発明鋼、Ｂ’は比較鋼についての特性を示す。 Among the steel plates according to any one of claims 1 to 9, B45−B′45 ≧ 0 in comparison with a steel plate having the same steel composition and a hot rolling all rolling pass performed at F ° C. or higher. features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that satisfies the .030.
Here, for each variable, the magnetic flux density / T in the 45 ° direction from the rolling direction when the induced current density is 5000 A / m is B45. B shows the characteristics of the invention steel and B ′ shows the characteristics of the comparative steel. 請求項１〜１０のいずれかの項に記載の鋼板のうち、製品板の表層１／４を取り除き板厚中心層１／２厚さで測定するとＢ45が０．０２Ｔ以上低下することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板。 Among the steel plates according to any one of claims 1 to 10, when the surface layer 1/4 of the product plate is removed and the thickness is measured by the thickness center layer 1/2 thickness, the B45 decreases by 0.02T or more. to Ruse actual process electromagnetic steel sheet. 請求項１〜１１のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、冷延直前の熱延板時点で表層１／４領域の再結晶率が９０％以下であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel sheet according to any one of claims 1 to 11, the recrystallization of the surface layer 1/4 area hot rolled sheet when cold rolling immediately before you equal to or less than 90% method for producing a cell Mi process electrical steel sheet. 請求項１〜１２のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、溶鋼を鋳造で厚さ５０ｍｍ以上の鋼片に凝固させ、熱間圧延工程において５００℃以上Ｆ℃以下の温度域で圧延が行われ、熱延板時点で表層１／４領域に未再結晶組織を残存させ、さらに酸洗後、この未再結晶組織が残存したまま圧下率５０％以上の冷間圧延を行うことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 Among the manufacturing methods of the steel plate according to any one of claims 1 to 12, molten steel is solidified into a steel piece having a thickness of 50 mm or more by casting, and in a temperature range of 500 ° C or more and F ° C or less in a hot rolling process. Rolling is performed, and an unrecrystallized structure is left in the 1/4 layer of the surface layer at the time of hot rolling. Further, after pickling, cold rolling with a reduction rate of 50% or more is performed with the unrecrystallized structure remaining. method of manufacturing features and to Rousset Mi process electromagnetic steel sheet. 請求項１〜１３のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において圧下による累積歪（対数歪）Ｈと各パス出側温度Ｔ（℃）および、最終パスを除く圧延パスにおいては圧延後次の圧延パス開始までの時間ｔ（秒）または最終パスの場合は最終パス圧延後水冷開始までの時間ｔ（秒）の関係が
Ｔ＜Ｆ−Ｈ×１０−ｔ×１０
を満たして行われることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 Among the manufacturing methods of the steel sheet according to any one of claims 1 to 13, the cumulative strain (logarithmic strain) H due to reduction and each pass outlet temperature T in rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling. (° C.) and, in the rolling pass excluding the final pass, the relationship between the time t (second) until the start of the next rolling pass after rolling or, in the case of the final pass, the time t (second) until the start of water cooling after the final pass rolling is T <F-H × 10-t × 10
Features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to be carried meet. 請求項１〜１４のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、そのうちの少なくとも一回の圧延パスについて圧延時の鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 14, in rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, at least one of the rolling passes is a steel plate surface layer during rolling. features and to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet to a shear strain or shear strain / (plate thickness direction compressive strain) is 0.2 or more. 請求項１〜１５のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である領域が圧延時の板厚で全板厚の１０％以上に及ぶことを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 15, in rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel plate surface layer / (thickness direction compression) For a rolling pass having a (strain) of 0.2 or more, the region where the shear strain or shear strain / (sheet thickness direction compressive strain) is 0.2 or more reaches 10% or more of the total plate thickness in the plate thickness during rolling. method of manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that. 請求項１〜１６のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、圧延ワークロールの直径が７００ｍｍ以下とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 16, in rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel plate surface layer / (thickness direction compression) for rolling pass strain) is 0.2 or more, the production method of the characteristics and to Rousset Mi process electrical steel sheet that the diameter of the rolling work roll is less 700 mm. 請求項１〜１７のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（ 板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、摩擦係数が０．１０以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 17, in the rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel plate surface layer / (thickness direction compression) for rolling pass strain) is 0.2 or more, wherein the to Rousset Mi process method for manufacturing the electrical steel sheet that the friction coefficient is 0.10 or more. 請求項１〜１８のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスについて、剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である部位の剪断歪速度が１０／ｓ以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 18, in the rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel plate surface layer / (thickness direction compression) A rolling pass having a strain (strain) of 0.2 or more is characterized in that the shear strain rate at a site where the shear strain or shear strain / (sheet thickness direction compressive strain) is 0.2 or more is 10 / s or more. method for producing a ruse Mi process electrical steel sheet. 請求項１〜１９のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回かつ連続して行うに際し、各圧延パス間時間が４．０秒以下であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 In the manufacturing method of the steel plate according to any one of claims 1 to 19, in the rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel plate surface layer / (thickness direction compression) upon distortion) makes a rolling pass is 0.2 or more a plurality of times and continuously, producing a method for producing a feature and be Rousset Mi process electrical steel sheet that each rolling pass time is less than 4.0 seconds Method. 請求項１〜２０のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃以下の温度域での圧延において、鋼板表層での剪断歪または剪断歪／（板厚方向圧縮歪）が０．２以上である圧延パスを複数回行い、これによる鋼板表層での剪断歪の累計を０．６以上とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 In the method for producing a steel sheet according to any one of claims 1 to 20, in rolling in a temperature range of F ° C or lower in hot rolling, shear strain or shear strain in the steel sheet surface layer / (thickness direction compression) performed a plurality of times rolling path distortion) is 0.2 or more, a manufacturing method of a method of manufacturing the features and to Rousset Mi process electrical steel sheet to be this by the total shear strain at the steel sheet surface layer 0.6 or higher . 請求項１〜２１のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延におけるＦ℃を超える温度域での圧延において、圧延歪が２．０以下、または１回の圧延パスあたりの圧延歪が０．６以下、または複数回かつ連続したパスを行うに際し各圧延パス間時間が４． ０秒以上であることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法の製造方法。 In the manufacturing method of the steel sheet according to any one of claims 1 to 21, in rolling in a temperature range exceeding F ° C in hot rolling, rolling strain is 2.0 or less, or per one rolling pass. When the rolling strain is 0.6 or less, or when multiple passes are performed continuously, the time between each rolling pass is 4. Method of manufacturing a method of manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet that is 0 seconds. 請求項１〜２２のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後、水冷開始までの時間を２秒以下とすることを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 In the manufacturing method of the steel sheet according to any one of claims 1 to 22, after the final pass of hot rolling, features and to Rousset Mi process electrical steel to the time until the water-cooling start than 2 seconds Manufacturing method. 請求項１〜２３のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後の水冷時の冷却速度を１０℃／ｓ以上とし７００℃以下まで冷却することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 24. The method for producing a steel sheet according to any one of claims 1 to 23, wherein the cooling rate during water cooling after the final pass of hot rolling is 10 ° C./s or more and is cooled to 700 ° C. or less. method of manufacturing to Ruse actual process electromagnetic steel sheet. 請求項１〜２４のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、熱間圧延の最終パス後の水冷後、５００℃以上に昇温することなく冷延し、焼鈍することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 Of the method for producing a steel sheet according to any one of claims 1 to 24, after water-cooling after the final pass of hot rolling, the steel sheet is cold-rolled without being heated to 500 ° C or more and annealed. method of manufacturing to Ruse actual process electromagnetic steel sheet. 請求項１〜２５のいずれかの項に記載の鋼板の製造方法のうち、最終焼鈍後に０．５％以上、５０％以下の歪を付与することを特徴とするセミプロセス電磁鋼板の製造方法。 Of any of the processes for preparation of the steel sheet according to the preceding claims 1 to 25, the final annealing after 0.5% or more, manufacturing features and to Rousset Mi process electrical steel sheet to impart the distortion of 50% or less Method.
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